随着汽车产业的迅速发展，汽车高安全性的要求逐渐受到人们的重视。先进高强度钢（advanced high strength steel，AHSS）作为提高车体安全性的最佳材料，应用逐年增加^[1-2]。与传统的碳素钢和低合金高强度钢（high strength low alloy，HSLA）相比，AHSS具有高强度和较好的塑性，特别是加工硬化指数高，有利于提高冲撞过程中的能量吸收^[3]。如在车身B柱和防撞梁等典型的车身安全结构件上，采用各种AHSS来提高零部件的抗碰撞性能^[4]。其中，双相（dual-phase，DP）钢作为第一代先进高强度钢，因其低屈强比、高抗拉强度以及良好的延展性等特点受到广泛研究^[5-6]。一般抗拉强度在1 000 MPa以下的DP钢组织中铁素体为基体相^[7-9]；抗拉强度超过1 000 MPa时，DP钢组织中马氏体为基体相^[10-12]。

近年来，研究人员通过调整成分及热处理工艺等来改善DP钢的组织结构进而提高性能^[13]，而DP钢组织结构的调整主要通过调整铁素体和马氏体的比例来提高强度。研究发现^[14]，提高DP钢的退火温度进行完全奥氏体化，使组织中马氏体含量增加，有利于提高强度；同时，提高退火温度，可以使显微组织更加均匀，改善钢板的成形性能^[15]。Wang等^[16]通过调整退火温度来改善马氏体形态和体积分数，在马氏体板条内部形成双晶界，导致抗拉强度和硬度提高，冲击韧性降低。Soliman等^[17]对DP600钢在740～840 ℃进行退火处理，随着退火温度的提高，马氏体体积分数增加，强度线性增加，而延展性表现出非线性下降。甄维静等^[18]研究DP1180钢的退火工艺，发现低温退火时，马氏体含量增加并不明显，屈服强度降低；高温退火时，岛状组织发生明显粗化，M/A（马氏体/奥氏体）岛由马氏体转变为贝氏体，钢的强度降低。加入微合金化元素，如Cr、V、Nb^[19-21]等，可以提高DP钢力学性能。但是，关于研究微合金化后DP钢退火工艺与组织演变、力学性能相关的文献较少，尤其是强度超过1 500 MPa的DP1500研究有待完善。

本文通过Nb的微合金化及后续的连续退火工艺，制备出抗拉强度1 500 MPa、伸长率15%的DP钢，研究不同退火温度对1 500 MPa级DP钢组织及力学性能的影响，为该钢种的连续退火工艺参数提供理论基础。

1 实验材料与方法 1.1 实验材料

实验所用钢板为实验室冶炼DP1500钢，冷轧后为1.2mm。两种试验钢分别命名为DP00钢（Nb质量分数0%）和DP03钢（Nb质量分数0.030%）。试验钢的化学成分见表1。

1.2 相变点测定

采用热模拟机（美国，Gleeble 3500-GTC）对DP1500钢进行温度转变点的测定，为后续热处理工艺参数的选定提供参考依据。选择奥氏体化温度为950 ℃，升温速率10 ℃/min，保温10 min，降温速率20 ℃/min。随后根据模拟机采集的信号做出实验钢的热膨胀曲线，根据切线法以及微分曲线分析得出实验钢的A_c1、A_c3、M_s、M_f等，详细的值列于表2。

1.3 连续退火处理

本实验针对两种不同Nb质量分数的DP钢，结合热膨胀仪测定的临界点温度及DP钢连续退火工艺研究成果来制定工艺参数，最终确定连续退火过程中的两相区温度为800、825、850 ℃，保温80 s；过时效温度为240 ℃，保温280 s。热处理工艺在连续退火模拟试验机上进行，图1为DP钢的连续退火热处理工艺。

1.4 显微组织分析

金相试样经镶嵌、打磨抛光后，采用体积分数为4.0%的硝酸酒精溶液进行刻蚀，刻蚀时间为10 s。利用Leica公司的DMI8A倒置光学显微镜（optical microscope，OM）观察宏观形貌，采用FEI QUANTA450扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）进行微观结构表征，采用TenaiG2F20型透射电子显微镜（transmission electron microscope，TEM）对样品进行组织形貌分析。

1.5 力学性能测试

利用UTM4304材料拉伸试验机（深圳三思纵横科技股份有限公司）进行拉伸试验，拉伸速度为0.5 mm/min，通过10 mm引伸计记录应变，计算试样经不同工艺处理后的抗拉强度和伸长率。

2 实验结果 2.1 微观组织表征

图2为DP00钢和DP03钢经不同温度退火后的OM图。由图2（a）可知，DP00钢经800 ℃退火后，马氏体在多边形铁素体的晶界上呈岛状。由图2（a）、（c）、（e）可知，随着退火温度的升高，马氏体由岛状转变为块状，晶粒尺寸也随之增加；退火温度升高至850 ℃时，马氏体以块状的形式分布在铁素体晶界处。对比图2（a）、（b）得知，微量Nb的添加会使铁素体晶粒细小弥散的分布在马氏体周围。

图3为DP00钢和DP03钢经800、825、850 ℃退火，240 ℃过时效后的SEM图，其中黄色实线部分为局部放大图。由图3（a）可知，DP00钢经800 ℃退火后的组织由多边形铁素体、少量的淬火马氏体和大量的回火马氏体组成，其中黄色虚线区域为原奥氏体晶粒，晶粒内部存在缓冷过程中生成的先共析铁素体和淬火生成的马氏体。退火温度较低时，两相区内生成的奥氏体含量较少，因此在随后的快速冷却过程中生成的淬火马氏体含量相对较少。由图3（a）、（c）、（e）可知，随退火温度的升高，淬火马氏体含量减少，块状的回火马氏体含量增加，并发生明显粗化现象。图3（b）为DP03钢经800 ℃退火后的微观结构，由少量的铁素体、淬火马氏体和回火马氏体组成。由图3（b）、（d）、（f）可知，随退火温度的升高，铁素体含量减少，马氏体含量增加，且晶粒尺寸逐渐增大。这是由于加热过程中会发生铁素体回复和再结晶、珠光体溶解及奥氏体在铁素体晶界周围的形核及长大。随退火温度的升高，两相区内生成的奥氏体体积分数增加，但奥氏体内的碳含量下降，导致试验钢的M_s点升高，在随后的快速冷却过程中生成较多的回火马氏体。此时未转变的奥氏体含量较少，在第二阶段的冷却过程中生成较少的淬火马氏体。对比图3（a）、（b）可知，Nb与C形成的碳化物难溶入奥氏体中，阻碍奥氏体晶界的移动和奥氏体晶粒的长大，起到细化晶粒的作用，从而提高试验钢的强度^[22]。

2.2 拉伸曲线及力学性能

图4和图5为两种试验钢经不同温度退火后的工程应力−应变曲线及力学性能，具体的值列于表3。退火时间相同时，随着退火温度的升高，两种试验钢的屈服强度逐渐增加，DP00钢的抗拉强度先迅速增加后缓慢增加，而DP03钢的抗拉强度先增加后略微减少，退火温度由825 ℃升高至850 ℃时，DP00钢的抗拉强度略微增加，这可能是由于DP00钢在850 ℃退火时生成的奥氏体含量未达到峰值，导致抗拉强度持续增加。试验钢的伸长率均保持10%以上，这是由于Si抑制渗碳体的形成，导致碳在奥氏体中富集，改善了马氏体的形貌及分布，从而使试验钢具有较高的抗拉强度和良好的伸长率。

DP00钢在800 ℃退火时的抗拉强度为1 383.2 MPa，随退火温度的升高，抗拉强度先迅速增加后缓慢增加，在850 ℃时达到最大值1 496.5 MPa。这是因为在较高温度退火时，生成的奥氏体含量较多，导致快速冷却后生成的马氏体含量也较多，故抗拉强度增加。伸长率随退火温度的升高先减少后增加，850 ℃退火时，试验钢的伸长率最大为14.91%。这是因为DP00钢组织中的铁素体含量虽略有下降，但组织均匀性得到提高，且在过时效阶段淬火马氏体发生回火，因此850 ℃退火时，伸长率升高至14.64%。随退火温度的升高，DP03钢的抗拉强度先增加后减少，825 ℃退火时抗拉强度最大为1 563.6 MPa。退火温度升高至850 ℃时，抗拉强度减少。这是由于退火温度较高时奥氏体体积分数增加，奥氏体内的碳含量减少导致M_s点升高，快速冷却后生成较多的马氏体在过时效阶段进行回火，导致其强度降低。随退火温度的升高，DP03钢的伸长率增加，850 ℃时伸长率最大为15.27%。

由表3的力学性能数据可知，经不同温度退火后DP03钢的抗拉强度和伸长率均高于DP00钢，表明合金中加入微量 Nb可以改善 DP钢的抗拉强度和伸长率。这是由于Nb不仅可以细化奥氏体晶粒，还能提高铁素体的析出强化，产生高延性的细晶铁素体，进一步提高试验钢的综合力学性能。

3 讨　论

DP钢的组织中马氏体含量越多，其抗拉强度、屈服强度越大，但伸长率小；铁素体含量越多时，其塑性越大，但强度小。因此，需要合适的调整组织中铁素体和马氏体的比例，从而提高试验钢的综合力学性能。随退火温度的升高，试验钢的马氏体含量增加，铁素体含量减少。经850 ℃退火，快速冷却至240 ℃后，奥氏体已基本转变为马氏体，此时组织除少量的铁素体，基本为回火马氏体，抗拉强度和伸长率较大。试验钢的抗拉强度随退火温度的升高先增加后减小，这是由于组织中回火马氏体含量增多导致位错强化减弱，抵消了马氏体含量增加带来的强化作用。屈服强度与组织中的铁素体含量有关。试验钢的组织中铁素体为软韧相，马氏体为硬脆相，在承受外力的作用时，屈服首先发生铁素体中，导致铁素体内产生大量的自由位错^[23]，铁素体含量不断减少，屈服强度不断提高。经850 ℃退火后，试验钢的组织中铁素体含量最少，可动位错较少，变形时不易发生屈服，因此其屈服强度最高。DP00钢经850 ℃退火后的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为939.9 MPa、1 496.5 MPa和14.91%，强塑积22.31 GPa·%；DP03钢经850 ℃退火后的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为972.2MPa、1 537.6 MPa和15.27%，强塑积23.48 GPa·%。

图6为DP00钢和DP03钢经850 ℃退火后的TEM图。图6（a）、（c）分别为DP00钢和DP03钢的微观结构，组织为铁素体（ferrite，F）、马氏体（martensite，M）及残余奥氏体（austeniteresiduum，A），黄色虚线区域为原奥氏体晶粒。图6（b）、（d）中的M与A之间的取向关系由选取电子衍射（selected area electron diffraction，SAED）图确定为：$[01\bar{1}] \mathrm{A} / / [11\bar{1}] \mathrm{M},[01\bar{1}] \mathrm{A} / /[11 \bar{1}] \mathrm{M},[01\bar{1}] \mathrm{A} / /[100] \mathrm{M} $。本研究加入强碳化物形成元素Nb，通过析出进一步提高试验钢的强度。图6（e）、（f）为DP03钢经850 ℃退火后碳化物的明场像和暗场像，可以观察到大量细小的球状碳化物分散在马氏体中，球状碳化物由图6（f）中插入的选区电子衍射识别为NbC。图6（g）、（h）为马氏体回火过程中析出的ε-碳化物的明场像和暗场像。在过时效过程中马氏体发生回火分解，多余的碳便以碳化物的形式从马氏体中析出并形成ε-碳化物。由图6（a）、（c）可知，ε-碳化物会有效限制可动位错的移动，提高试验钢的屈服强度。DP00钢和DP03钢的微观组织中均含有少量的残余奥氏体，残余奥氏体在应力作用下发生相变诱导塑性（transformation induced plasticity，TRIP）效应，形成硬相马氏体，提高钢的抗拉强度，这是导致试验钢具有高强度和良好伸长率的原因之一。DP03钢的组织中除了残余奥氏体外，还存在NbC和ε-碳化物，这些弥散析出的碳化物进一步提高试验钢的强度^[24]。

4 结　论

（1）800 ℃退火时，两种试验钢的显微组织均为多边形铁素体和马氏体。随着退火温度的升高，回火马氏体含量增多，无Nb钢组织中的马氏体板条明显粗化，而含Nb钢组织中的马氏体板条粗化不明显。

（2）800～850 ℃退火温度范围内，随着退火温度的升高，试验钢的抗拉强度先增加后减少，伸长率先减少后增加。无Nb钢850 ℃退火，240 ℃过时效后的抗拉强度和伸长率分别为1 496.5 MPa和14.91%。含Nb钢850 ℃退火，240 ℃过时效后的抗拉强度和伸长率分别为1 537.6 MPa和15.27%。

（3）与无Nb钢相比，Nb的细晶强化、NbC的沉淀强化、ε-碳化物的析出强化及残余奥氏体的TRIP效应共同提高含Nb钢的综合力学性能。