缓慢冷却工艺对高强度冷轧双相钢组织性能的影响

  浙江至德钢业有限公司研究了缓慢冷却速度和缓慢冷却终止温度对碳-锰-铬系冷轧双相钢的显微组织和力学性能的影响。结果表明，随缓慢冷却速度的增加，试验双相钢的强度增加，伸长率则减小，屈强比变化不大，均在0.46左右。在不同缓慢冷却速度下，试验钢的显微组织均由铁素体和马氏体组成，随着缓慢冷却速度的增加，晶粒尺寸逐渐减小，马氏体体积分数明显增多。铁素体中存在非连续的碳化物沉淀相，能谱分析表明，该沉淀相为（铁，铬，锰），并且在较慢的缓慢冷却速度下，这种非连续的碳化物沉淀相数量少、尺寸大。缓慢冷却终止温度从590℃增加到680℃，试验钢的强度略有降低，而缓慢冷却终止温度超过700℃后，强度迅速降低，伸长率呈上升趋势，屈强比基本不变。在低缓慢冷却终止温度下，试验钢的显微组织由铁素体和马氏体组成，并且马氏体中存在微细孪晶，而在高缓慢冷却终止温度下的马氏体则为板条状。

 冷轧双相钢是低碳钢或低合金钢经过临界区热处理或控轧控冷后得到的铁素体和马氏体两相组织的高强钢，其具有屈服强度低、抗拉强度高、加工硬化能力强、总伸长率和均匀伸长率大、易冲压成形、良好的塑性和韧性匹配等诸多优点，满足了汽车轻量化要求，在汽车用钢中的使用比例呈明显上升趋势，已成为新一代汽车用高强钢的典型代表。具有良好综合性能的高强度冷轧双相钢都是通过连续退火生产线生产，冷轧双相钢生产过程包括冶炼、热轧、冷轧和连续退火等工序，各环节对其最终的组织和性能都有不同程度的影响。连续退火过程中的缓慢冷却阶段主要用于调节快速冷却前双相钢中奥氏体的数量和分布，并改善合金元素在两相中的分布形态，以使随后的快冷能得到适合比例的马氏体和铁素体组织。因此，合理控制缓冷阶段的工艺参数非常重要。笔者研究了连续退火过程中缓慢冷却参数对碳-锰-铬系冷轧双相钢显微组织和力学性能的影响。

一、试验材料及方法

  试验采用厚度为1.6ｍｍ的碳-锰-铬系冷轧双相钢工业冷硬板，化学成分见表（质量分数），原始组织由铁素体和珠光体组成。工业冷硬板的前道工序为：180吨转炉冶炼后连续浇铸成厚度为230ｍｍ的铸坯，将铸坯热轧至4.5ｍｍ，终轧温度为870～910℃，卷取温度为650～680℃，热轧板酸洗后经５机架冷连机轧至1.6ｍｍ。取220ｍｍ×110ｍｍ的试样在热镀锌模拟器上进行模拟连续退火试验。其中加热速度取8℃/s、临界区保温温度取800℃、保温时间取160秒、快速冷却速度取35℃/s、等温过时效温度取280℃，过时效时间取500秒，终冷速度取10℃/s，缓慢冷却参数见表。

 将模拟退火后的试样加工成50ｍｍ标距的纵向板拉力试样（平行于轧制方向），在电子万能拉伸试验机上测试其力学性能；制备的金相试样经打磨、抛光后用4％的硝酸酒精溶液侵蚀，在光学显微镜和扫描电镜下观察显微组织；制备双喷减薄试样在透射电镜下观察其微观组织结构。

二、试验结果及分析

 1. 试验钢的显微组织

  图为试验钢在800℃保温后，以不同的缓慢冷却速度冷到680℃后快冷，再等温过时效处理后的扫描组织照片。可以看出，各缓慢冷却速度下的显微组织均由铁素体和马氏体组成，两相组织中的马氏体岛弥散地分布在暗灰色的铁素体基体上，同时可以观察到马氏体岛具有亮白色边圈，心部呈暗黑色。从图１还可以看出，随着缓慢冷却速度的增加，晶粒尺寸逐渐减小，马氏体体积分数明显增多。

  图为试验钢在800℃保温后，以不同的缓慢冷却速度冷到680℃后快冷，再等温过时效处理后的透射电镜照片和能谱分析图。图是试样的透射电镜照片，可以看出，紧靠马氏体岛周围的一些铁素体中有大量马氏体相变诱发的高密度位错，而另一些铁素体中存在细小的非连续的碳化物沉淀相。同时可以看出，在低的缓慢冷却速度下，这种非连续的碳化物沉淀相数量少，尺寸大。图是析出粒子能谱分析图。

  由图衍射标定和图能谱分析结果表明，这种非连续的碳化物沉淀相为（铁，铬，锰）。它通过渗碳体溶解其他元素形成，（铁，铬，锰）晶胞（正交晶系）的８个顶点由碳原子占据，每个碳原子周围由６个紧邻的铁，铬，锰原子围绕。

  图为试验钢在800℃保温后，以9℃/秒的冷速冷到不同的缓慢冷却终止温度后，再等温过时效处理后的电镜组织照片。图显示了试样在590℃的缓慢冷却终止温度下的SEM组织形貌，从图中可以看出，试样的组织由铁素体和马氏体组成，马氏体岛在铁素体基体上均匀弥散分布。图显示了试样在590℃的缓慢冷却终止温度下的微观精细结构，从图中可以看出，铁素体中有大量的高密度位错，马氏体岛精细结构以微细孪晶为主。图显示了试样在750℃的缓慢冷却终止温度下的微观精细结构，从图中可以看出，马氏体岛精细结构以板条马氏体为主。

 2. 试验钢的力学性能

  图为缓慢冷却速度对试验钢力学性能的影响。从图中可以看出，缓慢冷却速度从1℃/s增加到20℃/s，试验钢的屈服强度和抗拉强度都在增加，伸长率则在减小，屈强比变化不大，均在0.46左右。图给出了缓慢冷却终止温度对试验钢力学性能的影响。从图中可以看出，缓慢冷却终止温度从590℃增加到680℃，屈服强度和抗拉强度略有降低，缓慢冷却终止温度超过700℃后，试验钢的屈服强度和抗拉强度迅速降低，而伸长率呈上升趋势，屈强比基本不变。

三、讨论

  试验钢在两相区奥氏体化后，通过缓慢冷却使得奥氏体重新析出铁素体，这种铁素体称为取向附生铁素体，以达到该温度下的局部平衡，从而调节铁素体和奥氏体的含量和分布。

  随着缓慢冷却速度的增加，试验钢的晶粒尺寸明显减小，主要是由于缓慢冷却速度增加使钢的过冷度增大，铁素体形核驱动力加大，形核率增大，晶粒长大速度下降。因此，随着冷却速度的增加，晶粒尺寸减小。试验证明，细小的沉淀相是在临界区退火后淬火冷却过程中形成的，沉淀反应的驱动力是铁素体中碳的过饱和度。在快的缓慢冷却速度下，铁素体中碳来不及扩散至过冷奥氏体中，铁素体中固溶碳较多，碳的过饱和度高，形核驱动力大，从而导致（铁，铬，锰）沉淀相细小弥散。

  缓慢冷却速度直接影响缓慢终止温度时钢中的剩余奥氏体含量，以20℃/s的缓慢冷却速度冷到680℃与以1℃/s的缓慢冷却速度相比，由于冷速较高，所用的时间仅有6秒，由两相区形成的奥氏体转化为取向附生铁素体的量少，剩余的未转变的奥氏体量多，在随后的快冷淬火过程中转变的马氏体含量多，双相钢的强度与马氏体的体积分数和硬度成正比，而对于同一种成分钢，当快冷速度不变时，马氏体硬度与钢的淬透性成正比。当快冷速度不变，马氏体体积分数增加时，过冷奥氏体单位体积合金含量减小，淬透性降低，马氏体硬度下降。因而，在这种情况下，马氏体硬度与其体积分数成反比。随缓慢冷却速度的增加，马氏体体积分数升高，在本试验钢中马氏体硬度的下降对抗拉强度的降低效果小于马氏体体积分数增加的增强效果。

  试验钢的屈服强度随缓慢冷却速度的增加而增加，当双相钢的组织为细小分散的马氏体岛加连续分布的铁素体基体时，双相钢的屈服强度主要取决于铁素体的屈服强度，缓慢冷却速度增加导致铁素体中固溶碳含量升高，同时析出相细小弥散，固溶强化和沉淀强化均得到加强。以低的缓慢冷却速度冷却时，铁素体中沉淀相粗化或部分溶解，沉淀强化效果弱，铁素体的屈服强度小，试验钢的伸长率大。在快的缓慢冷却速度下，最终组织中的马氏体含量增多，使得试验钢有高的屈服强度，低的伸长率。

 由于奥氏体向铁素体的相变属于扩散控制的相变，因此，过冷度和相变时间都将对此相变有重要影响。缓慢冷却终止温度从590℃增加到680℃，试验钢的强度略有降低，是由于从590℃增加到680℃，生成的取向附生铁素体量虽有减少，但是铁素体总量减小不大，起主导作用的仍是退火时的临界区保温温度。由于二者的临界区保温温度相同，铁素体和奥氏体两相的比例相差不大，所以试验钢的强度变化不大。而缓慢冷却终止温度超过700℃后，由于快冷前未发生铁素体转变，过冷奥氏体单位体积碳含量低，因而转变为比孪晶马氏体强度低塑性好的板条马氏体。而缓慢冷却终止温度低时，由于铁素体的生成，过冷奥氏体富碳化，马氏体岛主要由微细孪晶组成，该结构大大减小了有效滑移系，使得试验钢的脆性增大。

四、结论

 1. 随缓慢冷却速度的增加，试验钢的屈服强度和抗拉强度均增加，而伸长率减小，屈强比变化不大，均在0.46左右。缓慢冷却终止温度从590℃增加到680℃，试验钢的屈服强度和抗拉强度略有降低，缓慢冷却终止温度超过700℃后，屈服强度和抗拉强度迅速降低，伸长率呈上升趋势，屈强比基本不变。

 2. 试验钢在不同缓慢冷却速度下的组织均由铁素体和马氏体组成，随着缓慢冷却速度的增加，晶粒尺寸逐渐减小，马氏体体积分数明显增多。铁素体中存在非连续的碳化物沉淀相，能谱分析表明，该沉淀相为（铁，铬，锰），在较低的缓慢冷却速度下，这种碳化物沉淀相数量较少，尺寸较大。

 3. 试验钢在低缓慢冷却终止温度下的显微组织为铁素体和马氏体两相组织，并且马氏体中有微细孪晶存在，而在高缓慢冷却终止温度下的微观组织为板条马氏体。由于马氏体精细结构的改变，导致屈服强度和抗拉强度均降低，塑性提高。