供稿|李大光，陳宇 / LI Da-guang, CHEN Yu

內容導讀

隨著人們對環(huán)境、能源、安全等要求的不斷提高，汽車輕量化也逐漸成為了各大汽車廠商研究的主要方向。使用高強度鋼板作為汽車的結構件，在降低車身自重的同時也提高了強度和安全性。汽車用熱鍍鋅先進高強鋼TRIP690鋼優(yōu)異的力學性能不僅能滿足越來越高的汽車原材料板材的需求，而且熱鍍鋅TRIP鋼還能同時滿足一定的防腐能力，是名副其實的先進高強度鋼材。通過合理的成分設計，以及合理的熱軋、冷軋工藝，使材料不僅滿足高強度和防腐能力，熱鍍鋅合金化產(chǎn)品還可以很好地解決焊接問題。文章通過熱模擬實驗，利用金相顯微技術和透射電鏡檢測方法研究了兩相區(qū)加熱溫度、貝氏體等溫處理工藝對熱鍍鋅TRIP690組織組成、室溫時殘余奧氏體含量及力學性能的影響規(guī)律。結果表明，基于鍍鋅產(chǎn)線的特殊性，合理選擇兩相區(qū)加熱溫度、貝氏體等溫處理等重要工藝參數(shù)，可以獲得良好的TRIP效應。

熱鍍鋅TRIP鋼是一種能同時滿足高強度塑性和耐蝕性能的先進高強汽車板[1]。熱鍍鋅TRIP鋼設計思路與目前開發(fā)成熟的冷軋連續(xù)退火TRIP鋼相比存在一定差異，主要體現(xiàn)在以下兩個方面：一是成分體系不同。熱鍍鋅TRIP鋼中的Si含量往往需要在0.2%以下，傳統(tǒng)的連續(xù)退火TRIP鋼的成分設計思路無法滿足熱鍍鋅TRIP鋼的生產(chǎn)需求，采用傳統(tǒng)高Si的鍍鋅TRIP鋼成分體系將得不到理想的表面，導致涂鍍性變差，因此鍍鋅TRIP鋼中的Si含量要大幅度減少[2]。二是基于特殊的熱鍍鋅產(chǎn)線，無法越過鋅鍋溫度460℃，導致熱鍍鋅退火熱處理工藝與連續(xù)退火熱處理工藝不同，使相變時間和溫度限制在了很窄的范圍內，需要考慮更多的影響因素來確保性能穩(wěn)定。由于熱鍍鋅TRIP鋼貝氏體相變被限制在460℃甚至更低，必須依靠較強的設備能力，同時確定合理的貝氏體轉變溫度窗口，利用遠遠低于連續(xù)退火TRIP鋼的貝氏體相變時間來完成貝氏體的轉變和殘余奧氏體的增碳。

眾多研究表明，對TRIP鋼進行合理的成分設計，利用較高的設備能力就可以生產(chǎn)出優(yōu)質TRIP鋼，達到汽車輕量化中高強度、高塑性的要求?？紤]到熱鍍鋅產(chǎn)線的特殊性，在設計TRIP鋼時要統(tǒng)籌考慮性能和表面可鍍性，TRIP鋼中的各元素含量直接影響TRIP效應和涂裝性，因此合理的成分設計至關重要。目前CMnAl-TRIP鋼是研發(fā)熱點，有逐漸取代傳統(tǒng)CMnSi-TRIP鋼的趨勢。

根據(jù)熱鍍鋅工藝的特殊性，結合本鋼冷軋廠鍍鋅機組特有的設備能力情況，基于固定產(chǎn)線設計了一種低Si的TRIP鋼，利用熱模擬機進行模擬實驗，重點研究了該成分下TRIP鋼在不同熱鍍鋅工藝下的力學性能和微觀組織。

實驗材料及方法

實驗 材料

實驗用鋼的化學成分設計采用CMnAl-低Si-TRIP鋼設計思路，化學成分見表1，經(jīng)過1250℃奧氏體化處理2 h后，熱軋至3.2 mm厚，終軋溫度為880℃，熱軋后經(jīng)酸洗，最終冷軋至1.2 mm厚的薄板。

表1 鍍鋅TRIP690化學成分(質量分數(shù)) %

實驗 方法

由于此鋼種是根據(jù)本鋼冷軋鍍鋅機組設備能力情況所設計，故產(chǎn)線設備固定，利用熱模擬機模擬鍍鋅連續(xù)退火爐能力進行實驗，選定機組速度為常規(guī)100 m/min。由于各工藝段長度確定，因此合理控制加熱溫度、緩冷溫度、貝氏體轉變溫度等重要工藝參數(shù)是確保性能達標的關鍵。根據(jù)設備能力情況制定熱模擬方案，實驗設備采用奧鋼聯(lián)vatron電阻式連續(xù)加熱退火熱模擬實驗機進行模擬鍍鋅工藝，工藝路徑見圖1。

熱模擬后的試樣經(jīng)打磨和拋光后，用3%(體積分數(shù))的硝酸—乙醇溶液侵蝕，進行組織觀察；利用雙噴液為5%(體積分數(shù))高氯酸+95%(體積分數(shù))無水乙醇的混合溶液，液氮冷卻，電壓50 V，利用透射電鏡(TEM)進行分析；實驗用鋼經(jīng)過熱處理模擬后制成L0=50 mm的拉伸試樣，在室溫下進行力學性能測試，測得不同熱處理工藝下的屈服強度、抗拉強度、延伸率和n值。

圖1 熱鍍鋅TRIP690工藝

實驗結果與分析

加熱 溫度的確定

加熱溫度是影響兩相區(qū)奧氏體化的重要參數(shù)，加熱溫度對奧氏體含量、奧氏體中的碳含量及貝氏體轉變都將產(chǎn)生重要影響，進而影響材料的最終性能。圖2是經(jīng)過三組不同雙相區(qū)加熱溫度處理和貝氏體轉變溫度于460℃等溫后的顯微組織。加熱溫度的提高促使晶粒變得細小，奧氏體化程度也更充分，奧氏體在基體中的分布也更加均勻。其中加熱溫度820℃比加熱溫度860℃組織中貝氏體含量略高。加熱溫度為860℃時，兩相區(qū)奧氏體化比加熱溫度780℃時充分。較高的奧氏體含量使奧氏體中碳含量相對較低，經(jīng)過緩慢冷卻后易發(fā)生先共析鐵素體相變，使最終組織中的鐵素體不僅包含雙相區(qū)退火時未發(fā)生奧氏體相變的鐵素體，還包括緩慢冷卻過程中形成的取向附生鐵素體。最終導致組織中鐵素體總量的變化，也同時影響奧氏體含量及奧氏體中的碳含量，進而影響進入貝氏體區(qū)轉變的奧氏體的碳含量，以及奧氏體發(fā)生貝氏體相變的差異程度，影響了最終性能。決定TRIP鋼最終力學性能的因素是多方面的，因此不同工藝參數(shù)影響的疊加將對性能產(chǎn)生一系列不同的變化，經(jīng)過不同雙相區(qū)加熱溫度的實驗，最終確定加熱溫度為820℃時可以獲得更多的貝氏體，并且可以得到合理的奧氏體及奧氏體中碳含量的比例。

緩冷 溫度的確定

圖2 經(jīng)過不同雙相區(qū)退火溫度熱模擬后的組織：(a) 780℃退火；(b) 820℃退火；(c) 860℃退火

TRIP鋼在緩慢冷卻過程使得部分奧氏體重新轉變?yōu)殍F素體，該新生鐵素體依附于原鐵素體，并沿著一定的取向，稱為取向附生鐵素體。緩冷具有三個作用：一是調節(jié)快冷前奧氏體的量，使得高溫部分奧氏體化后的多余奧氏體轉變?yōu)殍F素體。二是對剩余奧氏體進行增碳，由于取向附生鐵素體的析出，大量C、Mn元素進一步向剩余奧氏體中轉移，從而提高未轉變奧氏體的淬透性。三是凈化鐵素體基體，取向附生鐵素體較原鐵素體具有更低得固溶合金量。

實際生產(chǎn)過程中，緩冷溫度的制定需要考慮到眾多因素，比如：奧氏體和鐵素體比例的分配、奧氏體增碳、快速冷卻速度、最終力學性能以及現(xiàn)場實際設備能力等情況，而設備能力情況將對實際生產(chǎn)過程起到?jīng)Q定性作用。由于產(chǎn)線固定，設備能力限制在了一定的范圍內，加熱溫度為820℃的話，緩慢冷卻可以實現(xiàn)冷卻到690℃～730℃，故結合實際設備能力情況，將緩冷溫度確定為710℃。

貝氏 體轉變溫度的確定及力學性能

為研究不同貝氏體等溫溫度對貝氏體含量、對奧氏體相變以及對殘奧比例的影響，利用熱模擬機模擬鍍鋅工藝進行4組模擬實驗。由于機組產(chǎn)線固定，故熱模擬工藝被限制在了較小的范圍內。根據(jù)機組實際情況，制定合理的熱模擬工藝方案。4組熱模擬方案的區(qū)別為貝氏體轉變溫度不同，由于產(chǎn)線固定，經(jīng)計算后在機組速度100 m/min時貝氏體區(qū)轉變時間為38 s，由于鍍鋅TRIP鋼無法避開鋅鍋溫度460℃，快冷低于460℃的實驗方案需要利用感應加熱升溫至鋅鍋溫度，具體工藝參數(shù)見表2。熱模擬鍍鋅工藝后，對以上4組實驗試樣進行力學性能分析，性能情況見表3。

觀察貝氏體轉變溫度對力學性能的影響可以看出，貝氏體轉變溫度為400℃和420℃時的試樣抗拉強度高于440℃和460℃等溫時的試樣，而屈服強度則相反。究其原因為低溫貝氏體轉變的動力學低，導致在相同時間內奧氏體相變的貝氏體數(shù)量相對較少，較低含量貝氏體使屈服強度較低。經(jīng)過鍍后的殘余奧氏體量相對較多，且殘余奧氏體中的碳含量相對較低，亞穩(wěn)態(tài)的殘余奧氏體經(jīng)過鍍后冷卻時發(fā)生了馬氏體相變，導致組織中馬氏體含量升高，進而抗拉強度偏高。由于殘余奧氏體中碳含量相對較低，導致最終組織中的殘余奧氏體穩(wěn)定性相對較低，經(jīng)過拉伸變形后，殘余奧氏體不足以提供持久的相變，致使延伸率相對偏低。經(jīng)過金相檢驗后，各組分情況見表4、金相組織見圖3。

表2 熱模擬工藝方案

表3 熱模擬鍍鋅工藝后TRIP鋼力學性能

試樣于460℃時貝氏體轉變溫度相對較高，在模擬速度100 m/min時導致冷速不足，在最終組織中出現(xiàn)了微量珠光體。由金相試樣檢驗結果可以看出，奧氏體和馬氏體以馬奧島態(tài)共存，隨后對其進行透射電鏡分析(TEM)，見圖4。通過透射電鏡可以看出，馬氏體和殘余奧氏體確實以島狀形式存在。以固定機組為基礎進行的熱模擬實驗，工藝條件被限制在一定的范圍內，貝氏體轉變時間有限。由于貝氏體相變時間短導致奧氏體富碳不充分而且分布不均勻，部分富碳不足的亞穩(wěn)態(tài)奧氏體于出鋅鍋后的鍍后冷卻過程中發(fā)生馬氏體相變，使組織中出現(xiàn)馬氏體，富碳充足的奧氏體則被保留到了室溫，使熱鍍鋅TRIP鋼的最終組織由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和馬氏體組成，且奧氏體和馬氏體以島狀形式存在。

表4 各組分含量情況

圖3 不同貝氏體轉變溫度下金相組織：(a) 400℃；(b) 420℃；(c) 440℃；(d) 460℃

圖4 TRIP690透射電鏡照片

以其他不同的速度生產(chǎn)時也有類似的規(guī)律，降低速度生產(chǎn)時貝氏體保溫時間相對延長，貝氏體轉變較高速生產(chǎn)時充分。組織中貝氏體含量將升高，奧氏體將增碳，奧氏體穩(wěn)定性得以提高，亞穩(wěn)態(tài)奧氏體將減少。在隨后的鍍后冷卻過程中，達到馬氏體轉變點時亞穩(wěn)態(tài)奧氏體相變成馬氏體的量相對減少，故最終組織中馬氏體含量相對降低，殘余奧氏體中的碳含量升高，使殘余奧氏體穩(wěn)定性得以提高。殘余奧氏體中有足夠的碳含量使其可以保留到室溫，在隨后的拉伸變形階段可以持續(xù)的發(fā)生馬氏體相變，對延伸率的貢獻增加，所以呈現(xiàn)相對較低的抗拉強度，高延伸率和高屈服強度的特點。

結束語

1) 熱鍍鋅TRIP690在生產(chǎn)過程中奧氏體的增碳分為兩個階段：一是經(jīng)過加熱進入到緩冷過程中，取向附生鐵素體的形成將排碳，使奧氏體第一次增碳。二是貝氏體等溫過程中，在貝氏體區(qū)停留一定的時間，發(fā)生奧氏體第二次增碳。經(jīng)過以上兩次奧氏體增碳，使奧氏體中碳含量提高到足以使奧氏體保留到室溫，使馬氏體轉變溫度降到室溫以下，進而使殘奧穩(wěn)定的存在于基體中。

2) 實驗設計的CMnAl-低Si-TRIP鋼以本鋼冷軋廠鍍鋅機組為基礎所設計，低Si的TRIP鋼可以克服高Si-TRIP鋼涂鍍表面質量差的問題。利用熱模擬機進行模擬鍍鋅工藝，可以得到令人滿意的690 MPa級TRIP鋼，熱模擬抗拉強度可達760 MPa，延伸率可達28%。實際工業(yè)生產(chǎn)階段溫度控制將更準確和穩(wěn)定，性能也會更理想。

3) 由于模擬產(chǎn)線固定，工藝參數(shù)被限制在較窄的范圍內，經(jīng)過4組不同貝氏體轉變溫度實驗，模擬機組速度為100 m/min、加熱溫度820℃、緩冷溫度710℃、貝氏體轉變溫度為440℃時可以獲得理想的性能。且隨著機組速度的不斷變化，力學性能隨貝氏體轉變溫度的變化所體現(xiàn)的特征，和貝氏體相變時的組織轉變過程是一致的。

4) 工業(yè)化生產(chǎn)與實驗室研究的不同在于工藝制定被限制在了較窄的范圍內，需要考慮更多的影響因素來滿足性能需求。由于工業(yè)化生產(chǎn)時貝氏體轉變時間較短，富碳不足的亞穩(wěn)態(tài)奧氏體在出鋅鍋后的鍍后冷卻過程中發(fā)生馬氏體相變，使最終組織為鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體以及馬氏體，并且奧氏體和馬氏體以馬奧島形式存在。

[1] Jacques P J，Girault E，Harlet P，et al. The developments of coldrolled TRIP-assisted multiphase steels：Al-alloyed TRIP-assisted multiphase steels. ISIJ International，2001，41(9)：1068

[2] Bellhouse E M，Mcdermid J R. Effect of continuous galvanizing heat treaments on the microstructure and mechanical properties of high Al-low Si transformation induced plasticity steels. Metallurgical and Materials Transactions A，2010，41：1460