超高强度冷轧双相钢组织与性能

D0I:10.13374/j.issnl(00103x.2010.10.009 第32卷第10期 北京科技大学学报 Vo132N910 2010年10月 JoumalofUniversity of Science and Technopgy Beijng 0ct2010 超高强度冷轧双相钢组织与性能 赵征志牛枫唐荻赵爱民金光灿 北京科技大学治金工程研究院，北京100①83 摘要在Gbe-3500热模拟试验机上进行冷轧超高强度双相钢的连续退火工艺研究，利用光学显微镜、扫描电镜、透射 电镜和拉伸试验研究了连续退火过程中各个参数对1000MP级冷轧双相钢组织性能的影响.结果表明：试验用钢在退火温 度800℃下保温80s可以得到抗拉强度为1030MPa延伸率为14%超高强双相钢：随着退火温度的升高，屈服强度和抗拉强 度降低.当退火温度为830℃时，显微组织中粒状的非马氏体组织明显增多.过时效温度低于300℃时.屈服强度和抗拉强度 变化不大：当过时效温度超过300℃时，抗拉强度急剧下降，屈服强度先降低后升高，在过时效温度为360℃时开始出现屈服 平台. 关键词双相钢：连续退火：显微组织力学性能 分类号TG1421 M icrostructure and properties of ultrahigh strength cold-rolled dual phase steel ZHAO Zheng_i NI Feng TANG Di ZHAO Aim n JN Guang can Erg neerngR esearch Institue University of Sc ience ad Techrokgy Beijing Beijing 100083 Chna ABSTRACT The contnuous annealng prooess of ultrah gh strength cold rolled dual phase steels was sinulated using a G leble 3500 themal siulator The efects of contnuous annealing parmeters on he microstucture and mechan ical properties of the 1000 MPa grade dual Phase steelwere investgaed by opticalmicroscope scanning electron microscope transm ission electon microscope and tensile ests It is shown hat a dual Phase(DP steelw ith a tensie strength of1030MPa and a pul epngaton of14%was ob aned after being soaked at 800c for60 s With the increase of annealing mperature the yied strength and tensile strngh de crease When he annealing tmperature reaches830C.he volume fraction of grnularnonm artensite in he microstrucure increases obvpusy When the over aging smperature is pwer than 300C.the yeld strengh ad he tensile strength change slgh ty When he overging ten peraure is hgher than 300C.he ensile strengh decreases strongly whereas he yieH strengh reduces first and hen ncreases Thee is yied pontelongatian when the overagng temperature is 360C. KEY WORDS dual Phase steel con tnuous annealng microstrucurp mechanical prpertes 双相钢具有屈服点低、初始加工硬化速率高、较 段式冷却及过时效处理.两段式冷却包括缓冷段和 高的碰撞能量吸收能力以及强度和延性匹配好等优 快冷段，缓冷段有利于铁素体中的碳进一步析出，提 点.己成为一种强度高、冲压成型性能好的新型冲压 高铁素体的纯净度和奥氏体的淬透性，快冷段则保 用钢.它的出现为发展和生产高强度、高延性钢板 证了过冷奥氏体充分转变成马氏体过时效过程的 开辟出了一条新的途径.在ULSAB-AVC计划中， 作用则是对双相钢中淬硬的马氏体进行回火处理， 双相钢占整个车身结构的74%左右，其中抗拉强度 降低马氏体的硬度，改善综合力学性能6~0.连续 为800MP和1000MPa的DP钢用量较大，分别约 退火过程中的各个参数对试验用钢最终的力学性能 占车身重量的22%和30%1-9.冷轧双相钢一般采 的影响较大 用连续退火机组生产，其工艺特点是临界区保温、两 本文利用热膨胀仪研究了双相钢相变规律，在 收稿日期：2009-11-02 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N050904006:“十一五"国家科技支撑计划资助项目(N92006BAE03A06) 作者简介：赵征志(197-)，男.副教授，博士Emah80h@ust edu c

第 32卷 第 10期 2010年 10月 北 京 科 技 大 学 学 报 JournalofUniversityofScienceandTechnologyBeijing Vol.32 No.10 Oct.2010 超高强度冷轧双相钢组织与性能 赵征志 牛 枫 唐 荻 赵爱民 金光灿 北京科技大学冶金工程研究院, 北京 100083 摘 要 在 Gleeble--3500热模拟试验机上进行冷轧超高强度双相钢的连续退火工艺研究, 利用光学显微镜、扫描电镜、透射 电镜和拉伸试验研究了连续退火过程中各个参数对 1 000MPa级冷轧双相钢组织性能的影响.结果表明:试验用钢在退火温 度 800℃下保温 80s, 可以得到抗拉强度为 1 030MPa、延伸率为 14%超高强双相钢;随着退火温度的升高, 屈服强度和抗拉强 度降低.当退火温度为 830℃时, 显微组织中粒状的非马氏体组织明显增多.过时效温度低于 300 ℃时, 屈服强度和抗拉强度 变化不大;当过时效温度超过 300℃时, 抗拉强度急剧下降, 屈服强度先降低后升高, 在过时效温度为 360 ℃时开始出现屈服 平台. 关键词 双相钢;连续退火 ;显微组织;力学性能 分类号 TG142.1 Microstructureandpropertiesofultra-highstrengthcold-rolleddualphasesteel ZHAOZheng-zhi, NIUFeng, TANGDi, ZHAOAi-min, JINGuang-can EngineeringResearchInstitute, UniversityofScienceandTechnologyBeijing, Beijing100083, China ABSTRACT Thecontinuousannealingprocessofultra-highstrengthcold-rolleddualphasesteelswassimulatedusingaGleeble- 3500 thermalsimulator.Theeffectsofcontinuousannealingparametersonthemicrostructureandmechanicalpropertiesofthe1 000 MPagradedualphasesteelwereinvestigatedbyopticalmicroscope, scanningelectronmicroscope, transmissionelectronmicroscope andtensiletests.Itisshownthatadualphase( DP) steelwithatensilestrengthof1030MPaandatotalelongationof14% wasob￾tainedafterbeingsoakedat800 ℃ for60 s.Withtheincreaseofannealingtemperature, theyieldstrengthandtensilestrengthde￾crease.Whentheannealingtemperaturereaches830℃, thevolumefractionofgranularnon-martensiteinthemicrostructureincreases obviously.Whentheover-agingtemperatureislowerthan300℃, theyieldstrengthandthetensilestrengthchangeslightly.Whenthe over-agingtemperatureishigherthan300℃, thetensilestrengthdecreasesstrongly, whereastheyieldstrengthreducesfirstandthen increases.Thereisyieldpointelongationwhentheover-agingtemperatureis360 ℃. KEYWORDS dualphasesteel;continuousannealing;microstructure;mechanicalproperties 收稿日期:2009-11-02 基金项目:国家自然科学基金资助项目 (No.50904006) ;“十一五”国家科技支撑计划资助项目 ( No.2006BAE03A06) 作者简介:赵征志 ( 1977— ), 男, 副教授, 博士;E-mail:zhaozhzhi@ustb.edu.cn 双相钢具有屈服点低、初始加工硬化速率高 、较 高的碰撞能量吸收能力以及强度和延性匹配好等优 点, 已成为一种强度高、冲压成型性能好的新型冲压 用钢 .它的出现为发展和生产高强度、高延性钢板 开辟出了一条新的途径.在 ULSAB--AVC计划中, 双相钢占整个车身结构的 74%左右, 其中抗拉强度 为 800 MPa和 1 000 MPa的 DP钢用量较大, 分别约 占车身重量的 22%和 30% [ 1--5] .冷轧双相钢一般采 用连续退火机组生产, 其工艺特点是临界区保温 、两 段式冷却及过时效处理.两段式冷却包括缓冷段和 快冷段, 缓冷段有利于铁素体中的碳进一步析出, 提 高铁素体的纯净度和奥氏体的淬透性, 快冷段则保 证了过冷奥氏体充分转变成马氏体.过时效过程的 作用则是对双相钢中淬硬的马氏体进行回火处理, 降低马氏体的硬度, 改善综合力学性能 [ 6--10] .连续 退火过程中的各个参数对试验用钢最终的力学性能 的影响较大 . 本文利用热膨胀仪研究了双相钢相变规律, 在 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2010.10.009

。1288· 北京科技大学学报 第32卷 Gbe-3500热模拟试验机上模拟连续退火，重点 900 均热 分析了退火温度和过时效温度对超高强双相钢力学 800 缓冷 性能和显微组织的影响，为工业生产超高强双相钢 700 600 提供参考依据. E500 快冷 加热 1试验方法 过时效 300 200 试验用钢的化学成分如表1所示.在实验室采 100 终冷 用50k真空炉治炼，浇铸成锭，将铸锭锻造成 35mX100mm以100mm的锻坯，锻坯在1200℃保 100 200300400500600 时间s 温1h后，经6道次轧制成厚度规格为3.5mm的热 轧钢板，终轧温度为880℃，卷取温度为650℃.参 图1双相钢的连续退火工艺 Fg 1 Continuous annealing process ofDP steel 考实际生产中冷轧机的设备能力和试验室设备条 件，热轧板经酸洗后，经过7道次冷轧成1.0m的 冷轧板，冷轧压下率约为70%. 2结果与讨论 表1试验用钢的化学成分（质量分数） 2.1试验用钢的相变规律 Ta le1 Chemical composition of the tested steel 试验用钢的CCT曲线如图2所示.加热至 C Si Mn Alt P Nb Cr 950℃时，试样完全奥氏体化，在冷却速率为1~ 0160501.850.06≤0010≤0010≤0035加入 5℃。s'时，冷却过程中随着温度的降低，先共析铁 素体首先在原始奥氏体晶界析出，剩余奥氏体中的 从锻坯上切取中4mm以10mm的试样，利用热 碳含量不断增加，当剩余奥氏体中的碳含量达到共 膨张仪测定CCT曲线，试样以10℃·s'的速度加热 析转变点时发生珠光体转变，随着温度的降低，余下 到950℃，保温300s完全奥氏体化，分别以1、510 的奥氏体转变为贝氏体，故其室温组织为先共析铁 和15℃。s1等不同的冷却速率冷至室温，根据膨胀 素体、珠光体和贝氏体.随着冷却速率的增加，试样 量和温度的关系找出拐点，绘制CCT曲线.试样经 不发生铁素体和珠光体转变，在冷却速率为10~ 抛光后用4%的硝酸酒精侵蚀，观察不同冷却速率 25℃·s时，试样的室温组织为马氏体、贝氏体组 下试样的显微组织，分析不同冷却速率对试验用钢 织.在1~25℃。s发生贝氏体相变，贝氏体转变温 相变规律的影响. 度为540~375℃.当冷却速率大于5℃。s'时，贝 在实验室利用Gleeble3500热模拟试验机模 氏体转变温度升高，同时伴随着马氏体相变，马氏体 拟连续退火工艺进行退火，连续退火工艺如图1所 的转变温度随着冷却速率的增加而增加.当冷却速 示.利用热膨胀仪测得试验用钢的AF、A温度分 率大于20℃·s时，马氏体转变(M5的温度基本不 别为748℃、835℃，根据试验结果设定退火温度分 变，约为370℃.当冷却速率大于25℃。s时，试样 别为760.770.780800和830℃，保温时间为80，s 在连续冷却过程中只发生马氏体转变 以10℃·s缓慢冷却至700℃，以30℃·s'快冷至 2.2退火温度对双相钢组织与性能的影响 过时效温度300℃，然后空冷至室温，研究退火温度 根据Fe-C或Fe-Mn-C相图可以看出对给定 对双相钢组织性能的影响：取退火温度为800℃，保 1000 温时间为80s以10℃。s'缓慢冷却至700℃，以 800 30℃·s1分别快冷至240.280.300320和360℃进 600 行过时效分析，过时效时间300，s空冷至室温，分析 过时效温度对试验用钢组织性能的影响. 400 将退火后的钢板切割成标距为50m的标准拉 200 伸试样，在北京科技大学@MTG105型拉伸试验机上 进行拉伸试验测定试样的力学性能.同时，切取金 29 10 10 103 10 相试样，经过机械打磨后，利用21的高氯酸甘油 时间s 酒精的电解液进行电解抛光，经4%硝酸酒精腐蚀 图2试验拥钢的CCT曲线 后，利用扫描电镜(SM观察试样的显微组织. Fg 2 CCT curve of te tested steel

北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 Gleeble--3500热模拟试验机上模拟连续退火, 重点 分析了退火温度和过时效温度对超高强双相钢力学 性能和显微组织的影响, 为工业生产超高强双相钢 提供参考依据 . 1 试验方法 试验用钢的化学成分如表 1所示.在实验室采 用 50 kg真空炉冶炼, 浇铸成锭, 将铸锭锻造成 35 mm×100 mm×100 mm的锻坯, 锻坯在 1 200 ℃保 温 1 h后, 经 6道次轧制成厚度规格为 3.5 mm的热 轧钢板, 终轧温度为 880 ℃, 卷取温度为 650 ℃.参 考实际生产中冷轧机的设备能力和试验室设备条 件, 热轧板经酸洗后, 经过 7道次冷轧成 1.0 mm的 冷轧板, 冷轧压下率约为 70%. 表 1 试验用钢的化学成分 (质量分数 ) Table1 Chemicalcompositionofthetestedsteel % C Si Mn Alt P S Nb Cr 0.16 0.50 1.85 0.06 ≤0.010 ≤0.010 ≤0.035 加入 从锻坯上切取 4 mm×10 mm的试样, 利用热 膨胀仪测定 CCT曲线, 试样以 10 ℃·s -1的速度加热 到 950 ℃, 保温 300 s, 完全奥氏体化, 分别以 1、5、10 和 15 ℃·s -1等不同的冷却速率冷至室温, 根据膨胀 量和温度的关系找出拐点, 绘制 CCT曲线.试样经 抛光后用 4%的硝酸酒精侵蚀, 观察不同冷却速率 下试样的显微组织, 分析不同冷却速率对试验用钢 相变规律的影响. 在实验室利用 Gleeble--3500 热模拟试验机模 拟连续退火工艺进行退火, 连续退火工艺如图 1所 示.利用热膨胀仪测得试验用钢的 Ac1 、Ac3温度分 别为 748℃、835 ℃, 根据试验结果设定退火温度分 别为 760、770、780、800和 830 ℃, 保温时间为 80 s, 以 10 ℃·s -1缓慢冷却至 700 ℃, 以 30 ℃·s -1快冷至 过时效温度 300 ℃, 然后空冷至室温, 研究退火温度 对双相钢组织性能的影响;取退火温度为 800 ℃, 保 温时间为 80 s, 以 10 ℃·s -1缓慢冷却至 700 ℃, 以 30 ℃·s -1分别快冷至 240、280、300、320和 360 ℃进 行过时效分析, 过时效时间 300 s, 空冷至室温, 分析 过时效温度对试验用钢组织性能的影响 . 将退火后的钢板切割成标距为 50 mm的标准拉 伸试样, 在北京科技大学 CMT5105型拉伸试验机上 进行拉伸试验测定试样的力学性能.同时, 切取金 相试样, 经过机械打磨后, 利用 2∶1∶7的高氯酸甘油 酒精的电解液进行电解抛光, 经 4%硝酸酒精腐蚀 后, 利用扫描电镜 ( SEM)观察试样的显微组织 . 图 1 双相钢的连续退火工艺 Fig.1 ContinuousannealingprocessofDPsteel 2 结果与讨论 2.1 试验用钢的相变规律 试验用钢的 CCT曲线如图 2 所示.加热至 950℃时, 试样完全奥氏体化, 在冷却速率为 1 ～ 5 ℃·s -1时, 冷却过程中随着温度的降低, 先共析铁 素体首先在原始奥氏体晶界析出, 剩余奥氏体中的 碳含量不断增加, 当剩余奥氏体中的碳含量达到共 析转变点时发生珠光体转变, 随着温度的降低, 余下 的奥氏体转变为贝氏体, 故其室温组织为先共析铁 素体、珠光体和贝氏体 .随着冷却速率的增加, 试样 不发生铁素体和珠光体转变, 在冷却速率为 10 ～ 25 ℃·s -1时, 试样的室温组织为马氏体、贝氏体组 织 .在 1 ～ 25℃·s -1发生贝氏体相变, 贝氏体转变温 度为 540 ～ 375 ℃.当冷却速率大于 5 ℃·s -1时, 贝 氏体转变温度升高, 同时伴随着马氏体相变, 马氏体 的转变温度随着冷却速率的增加而增加.当冷却速 率大于 20℃·s -1时, 马氏体转变 ( Ms)的温度基本不 变, 约为 370 ℃.当冷却速率大于 25 ℃·s -1时, 试样 在连续冷却过程中只发生马氏体转变 . 图 2 试验用钢的 CCT曲线 Fig.2 CCTcurveofthetestedsteel 2.2 退火温度对双相钢组织与性能的影响 根据 Fe--C或 Fe--Mn--C相图可以看出, 对给定 · 1288·

第10期 赵征志等：超高强度冷轧双相钢组织与性能 。1289 的碳含量的钢，退火温度升高，奥氏体的体积分数增 用钢的屈服强度和抗拉强度随着退火温度升高而降 加1-？，奥氏体中碳含量下降.通过控制奥氏体量 低，退火温度为760~830℃时，抗拉强度从 可以控制随后热处理过程中马氏体的含量.图3为 1160MP降低到1010MPa屈强比从0.50降低到 退火时间为80过时效温度为300℃时，退火温度 0.47值和延伸率相差不大，当退火温度为800℃ 对双相钢力学性能的影响.从图中可以看出，试验 时延伸率为14%. 1200 0.60 16 (b) 1100- 一·一屈强比 一-延伸率 14 1000 0.55 900 一屈服强度 0曼 ·抗拉强度 罩0.50 600 0.45 400 2 0 770 790 810 830 0440 770 790810 830 保温温度℃ 保温温度℃ 图3退火温度对双相钢力学性能的影响.（两屈服强度和抗拉强度：（屈强比和延伸率 Fg 3 Efect of annealing tempem tre on hemechanical poperties ofDP steel (a yiel suengh and ensile sueng (b yiel ato and ol e bngati知 图4为不同退火温度下试样的显微组织.当退 的块状（图4(b).当退火温度为800℃时，带状组 火温度为760℃时，试验用钢的显微组织有明显的 织明显改善，铁素体晶粒比较均匀，平均铁素体晶粒 带状组织，白色的马氏体呈岛状和块状，少量的铁素 尺寸最为细小.钢板中出现少量边部有亮白光圈心 体未完全再结晶（图4(9）.当退火温度为780℃ 部为粒状组织的聚合体（图4(9）.随着退火温度 时，带状组织有了一定的改善，铁素体晶粒大小不均 的升高，奥氏体的含量增加，奥氏体中的平均碳含量 匀，整体呈拉长状态，马氏体呈均匀的岛状和不规则 降低，这使得在随后的冷却过程中马氏体含量降低， 的 4 图4不同退火温度下双相钢的显微组织.（号760℃，(b780℃，(9800℃：（中830℃ Fig4 MicrossofDP seel ea ed at different mperaure5(两760C,(与780C,(98⑩℃；(d山830C

第 10期 赵征志等:超高强度冷轧双相钢组织与性能 的碳含量的钢, 退火温度升高, 奥氏体的体积分数增 加 [ 11--12] , 奥氏体中碳含量下降 .通过控制奥氏体量 可以控制随后热处理过程中马氏体的含量 .图 3为 退火时间为 80 s, 过时效温度为 300 ℃时, 退火温度 对双相钢力学性能的影响 .从图中可以看出, 试验 用钢的屈服强度和抗拉强度随着退火温度升高而降 低, 退 火 温 度 为 760 ～ 830 ℃时, 抗 拉 强 度 从 1 160MPa降低到 1 010 MPa, 屈强比从 0.50降低到 0.47, n值和延伸率相差不大, 当退火温度为 800 ℃ 时延伸率为 14%. 图 3 退火温度对双相钢力学性能的影响.(a) 屈服强度和抗拉强度;(b) 屈强比和延伸率 Fig.3 EffectofannealingtemperatureonthemechanicalpropertiesofDPsteel:( a) yieldstrengthandtensilestrength;( b) yieldratio andtotalelongation 图 4 不同退火温度下双相钢的显微组织.( a) 760℃;( b) 780℃;( c) 800℃;( d) 830℃ Fig.4 MicrostructuresofDPsteelannealedatdifferenttemperatures:(a) 760℃;( b) 780℃;( c) 800℃;(d) 830℃ 图 4为不同退火温度下试样的显微组织.当退 火温度为 760℃时, 试验用钢的显微组织有明显的 带状组织, 白色的马氏体呈岛状和块状, 少量的铁素 体未完全再结晶 (图 4 ( a) ) .当退火温度为 780 ℃ 时, 带状组织有了一定的改善, 铁素体晶粒大小不均 匀, 整体呈拉长状态, 马氏体呈均匀的岛状和不规则 的块状 (图 4( b) ) .当退火温度为 800 ℃时, 带状组 织明显改善, 铁素体晶粒比较均匀, 平均铁素体晶粒 尺寸最为细小.钢板中出现少量边部有亮白光圈心 部为粒状组织的聚合体 (图 4 ( c) ) .随着退火温度 的升高, 奥氏体的含量增加, 奥氏体中的平均碳含量 降低, 这使得在随后的冷却过程中马氏体含量降低, · 1289·

。1290 北京科技大学学报 第32卷 粒状的非马氏体组织增多（图4(）.另外，由图4 段，过时效时间为300，过时效温度为240~300℃ 还可以看出，退火温度为830时，钢板的铁素体平 时，屈服强度和抗拉强度相差不大，试样的延伸率、 均晶粒尺寸明显增大，这是钢板的抗拉强度和屈服 屈强比和值的变化也不明显.随着过时效温度的 强度随退火温度升高而降低，且延伸率也有所降低 升高，抗拉强度明显下降，由1030MPa减小到 的主要原因. 885MPa过时效温度为300~320℃时，屈服强度由 23过时效温度对双相钢组织与性能的影响 470MPa下降到425MP?当过时效温度升高到 过时效温度对双相钢力学性能的影响如图5所 360℃时，屈服强度升高到470MP?屈强比明显升 示.退火温度为800℃，退火时间80以10℃。s1 高.同时，力学拉伸试验表明，试样的应力应变曲 的冷却速率缓冷至700℃，30℃·s'快冷至过时效 线开始出现屈服平台 1200 0.60 20 一·一屈强比 1100 一·一屈服强度 一◆一抗拉强度 一■一延伸率 1000 16 0.55 900 12 500- 0.45 14 300 0.40 240260280300320340360 240260280300320 340360 0 过时效温度℃ 过时效温度 图5过时效温度对双相钢力学性能的影响.（网屈服强度和抗拉强度：（屈强比和延伸率 Fg 5 Effect of over aging tmperaure an hemechan ical properties ofDP steel a yied suengh and gnsile strength (b yieH ato and oal e bngation 图6为试验用钢在不同过时效温度下的显微 线开始出现屈服平台， 组织.当过时效温度为240℃时，试样的显微组织 3结论 为亮白色的岛状马氏体和黑色多边形铁素体 (图6(9)：当过时效温度升高到300℃时，与 (1)试验用钢在退火温度为800℃，退火时间为 图6（马相比，马氏体含量减少，出现少量的亮白 80s过时效温度为300℃时，可以得到综合性能良 边圈，心部为白色的粒状非马氏体组织 好的超高强度双相钢，其屈服强度为470MP?抗拉 (图6(b),正是这种非马氏体组织的出现使得双 强度为1030MPa延伸率达到14%.试样的显微组 相钢的屈服强度和抗拉强度有所下降，延伸率升 织由多边形的铁素体和部分岛状马氏体组成 高：随着过时效温度的继续升高，粒状非马氏体组 (2)随着退火温度的升高，试验用钢的屈服强 织增多（图6(9）2-1，当过时效温度为360℃ 度和抗拉强度降低，显微组织中马氏体含量逐渐降 时，马氏体的边界开始模糊，出现大量的非马氏体 低，粒状非马氏体组织增多：过时效温度为240~ 组织，以及一些碳化物（图6(G),使得双相钢的 300℃时双相钢的屈服强度和抗拉强度变化不大， 抗拉强度明显下降，延伸率升高，同时这种非马氏 过时效温度进一步升高，抗拉强度明显下降：当过时 体组织的大量出现使得试验用钢的应力应变曲 效温度为360Q时，试验用钢开始出现屈服平台

北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 粒状的非马氏体组织增多 (图 4( d) ) .另外, 由图 4 还可以看出, 退火温度为 830 ℃时, 钢板的铁素体平 均晶粒尺寸明显增大, 这是钢板的抗拉强度和屈服 强度随退火温度升高而降低, 且延伸率也有所降低 的主要原因. 2.3 过时效温度对双相钢组织与性能的影响 过时效温度对双相钢力学性能的影响如图 5所 示.退火温度为 800 ℃, 退火时间 80 s, 以 10 ℃·s -1 的冷却速率缓冷至 700 ℃, 30 ℃·s -1快冷至过时效 段, 过时效时间为 300 s, 过时效温度为 240 ～ 300 ℃ 时, 屈服强度和抗拉强度相差不大, 试样的延伸率 、 屈强比和 n值的变化也不明显 .随着过时效温度的 升高, 抗拉强度明显下降, 由 1 030 MPa减小到 885MPa, 过时效温度为 300 ～ 320 ℃时, 屈服强度由 470MPa下降到 425 MPa, 当过时效温度升高到 360℃时, 屈服强度升高到 470 MPa, 屈强比明显升 高 .同时, 力学拉伸试验表明, 试样的应力--应变曲 线开始出现屈服平台 . 图 5 过时效温度对双相钢力学性能的影响.(a) 屈服强度和抗拉强度;(b) 屈强比和延伸率 Fig.5 Effectofover-agingtemperatureonthemechanicalpropertiesofDPsteel:( a) yieldstrengthandtensilestrength;( b) yieldratio andtotalelongation 图 6为试验用钢在不同过时效温度下的显微 组织 .当过时效温度为 240 ℃时, 试样的显微组织 为亮白 色的岛 状马氏 体和黑 色多边 形铁素 体 (图 6( a) ) ;当 过时效 温度 升高到 300 ℃时, 与 图 6( a)相比, 马氏体含量减少, 出现少量的亮白 边 圈, 心 部 为 白 色 的 粒 状 非 马 氏 体 组 织 (图 6( b) ), 正是这种非马氏体组织的出现使得双 相钢的屈服强度和抗拉强度有所下降, 延伸率升 高 ;随着过时效温度的继续升高, 粒状非马氏体组 织增多 (图 6 ( c) ) [ 12--13] ;当过时效温度为 360 ℃ 时, 马氏体的边界开始模糊, 出现大量的非马氏体 组织, 以及一些碳化物 (图 6 ( d) ), 使得双相钢的 抗拉强度明显下降, 延伸率升高, 同时这种非马氏 体组织的大量出现使得试验用钢的应力--应变曲 线开始出现屈服平台 . 3 结论 ( 1)试验用钢在退火温度为 800 ℃, 退火时间为 80 s, 过时效温度为 300 ℃时, 可以得到综合性能良 好的超高强度双相钢, 其屈服强度为 470 MPa, 抗拉 强度为 1 030MPa, 延伸率达到 14%.试样的显微组 织由多边形的铁素体和部分岛状马氏体组成. ( 2)随着退火温度的升高, 试验用钢的屈服强 度和抗拉强度降低, 显微组织中马氏体含量逐渐降 低, 粒状非马氏体组织增多 ;过时效温度为 240 ～ 300℃时双相钢的屈服强度和抗拉强度变化不大, 过时效温度进一步升高, 抗拉强度明显下降;当过时 效温度为 360 ℃时, 试验用钢开始出现屈服平台 . · 1290·

第10期 赵征志等：超高强度冷轧双相钢组织与性能 。1291。 2 um 的期：=4…E 图6不同过时效温度下双相钢显微组织.（号240℃，(300℃，(9320℃：（山360℃ Fg6 Micpstucues ofDP steel at diffe rentover aged tmperaure(号240C;(b300℃，(9320℃，(4360℃ 参考文献 during amealing Mater SciEng A 2000 276 167 8 Suleyman G Static stran age ng behaviour of dual Phase stee ls [1]LlewelbnD T HillD J Dual phase stee s ramakng Stemak Mater Sci Eng A 2008 486 63 ng199623471 I9 Kuang Kang Y I.YuH etal Effect of ontinuous amealing 【2 Sarkar PP Mic ostructural influence on the electrochemical com Parme ters on he mechanical properties and micostuc ues of a sin behavour of dual thase steels n 35%NaCl solution Mater oold olked dual Phase steel Int J Miner Mell Mater 2009 Le2005.592488 16(2:159 3习 HawaK Z Cey n K Huseth A Investigat on of dual Phase 【lo1 Kuang$Kang Y↓Yu H et a]Smulation of austenization transomation of oommercal bv alby steels Effect of hodng during intercritical annealing for FeCMn cold rolling dual phase tme at bw intercritical annealing wmperaures Maer Lett stee]J UnivSciTechnol Beijing 2008 30(8):858 2008622651 (邝霜，康永林，于浩，等.下eC-Mn系冷轧双相钢两相区奥 MaC Chen DI Bhok SD et al Microstructure and fimcure 氏体化过程模拟.北京科技大学学报200830(8)858) chamcte ristics of spotweled DP600 steel Ma ter Sci Eng A I 11]Rocha RQ Mep TM F Perekma E V.et al Micostucuml 2008.485.334 evo lution at the inital stages of cotinuous annealing of ooH 【习Zhu X D WangI,,JiSK et a]Effectofoverageng an teme olkd dualPhase steel Ma er SciEngA 2005 391:296 chanical poperties andm icrostruc wre ofcol oolled b carbon Si [12]MaMT Wu BR DualthaseSteel the Physical andMechani Mn dual Phase steel sheet Tmns Mater Heat Treat 2003 24 calMeta lurgy Beijng Metllgical Industry Press 2009 (2):50 (马鸣图，吴宝榕.双相钢物理和力学治金。北京：治金工业 (朱晓东，王利，季思凯，等.过时效对低碳S:M双相钢性 出版社.2009 能和组织的影响.材料热处理学报，2D03,242:50) 13]Kuang KargY I.YuH et a]nfluence of temperingonmi 【(Mohimmad RA EkmmiA E徐ct of femrite wokme fraction on costuc mre andm echan ical Propery of dual phase steel ofC_Si work hadening behav pr of hgh ba nite dual phase DP seels Mn a lby systm Iron Steel 2008 43(3):77 Mater SciEngA 2008 477 306 (邝霜，康永林，于浩，等.回火对C-SMn系双相钢组织与 [7]Sun S J Martin P Mangnese partitioning n dualphase steel 性能的影响.钢铁，200843(3)：77)

第 10期 赵征志等:超高强度冷轧双相钢组织与性能 图 6 不同过时效温度下双相钢显微组织.( a) 240℃;( b) 300℃;( c) 320℃;( d) 360℃ Fig.6 MicrostructuresofDPsteelatdifferentover-agedtemperatures:( a) 240℃;( b) 300℃;(c) 320℃;( d) 360℃ 参 考 文 献 [ 1] LlewellynDT, HillsDJ.Dualphasesteels.IronmakingSteelmak￾ing, 1996, 23:471 [ 2] SarkarPP.Microstructuralinfluenceontheelectrochemicalcorro￾sionbehaviourofdualphasesteelsin3.5% NaClsolution.Mater Lett, 2005, 59:2488 [ 3] HavvaKZ, CeylanK, HusetinA.Investigationofdualphase transformationofcommerciallowalloysteels:Effectofholding timeatlow inter-criticalannealingtemperatures.MaterLett, 2008, 62:2651 [ 4] MaC, ChenDL, BholeSD, etal.Microstructureandfracture characteristicsofspot-weldedDP600 steel.MaterSciEngA, 2008, 485:334 [ 5] ZhuXD, WangL, JiSK, etal.Effectofover-ageingontheme￾chanicalpropertiesandmicrostructureofcoldrolledlowcarbonSi￾Mndualphasesteelsheet.TransMaterHeatTreat, 2003, 24 ( 2 ) :50 (朱晓东, 王利, 季思凯, 等.过时效对低碳 Si--Mn双相钢性 能和组织的影响.材料热处理学报, 2003, 24( 2) :50) [ 6] MohammadRA, EkramiA.Effectofferritevolumefractionon workhardeningbehaviorofhighbainitedualphase( DP) steels. MaterSciEngA, 2008, 477:306 [ 7] SunSJ, MartinP.Manganesepartitioningindual-phasesteel duringannealing.MaterSciEngA, 2000, 276:167 [ 8] SuleymanG.Staticstrainageingbehaviourofdualphasesteels. MaterSciEngA, 2008, 486:63 [ 9] KuangS, KangYL, YuH, etal.Effectofcontinuousannealing parametersonthemechanicalpropertiesandmicrostructuresofa coldrolleddualphasesteel.IntJMinerMetallMater, 2009, 16( 2) :159 [ 10] KuangS, KangYL, YuH, etal.Simulationofaustenization duringintercriticalannealingforFe-C-Mncoldrollingdualphase steel.JUnivSciTechnolBeijing, 2008, 30( 8) :858 (邝霜, 康永林, 于浩, 等.Fe-C-Mn系冷轧双相钢两相区奥 氏体化过程模拟.北京科技大学学报, 2008, 30( 8 ):858 ) [ 11] RochaRO, MeloTM F, PerelomaEV, etal.Microstructural evolutionattheinitialstagesofcontinuousannealingofcold rolleddual-phasesteel.MaterSciEngA, 2005, 391:296 [ 12] MaMT, WuBR.Dual-phaseSteel:thePhysicalandMechani￾calMetallurgy.Beijing.MetallurgicalIndustryPress, 2009 (马鸣图, 吴宝榕.双相钢:物理和力学冶金.北京:冶金工业 出版社, 2009) [ 13] KuangS, KangYL, YuH, etal.Influenceoftemperingonmi￾crostructureandmechanicalpropertyofdualphasesteelofC-Si￾Mnalloysystem.IronSteel, 2008, 43( 3) :77 (邝霜, 康永林, 于浩, 等.回火对 C--Si-Mn系双相钢组织与 性能的影响.钢铁, 2008, 43( 3) :77) · 1291·