供稿|李大光，金世銓，陳宇 / LI Da-guang, JIN Shi-quan, CHEN Yu

內容導讀

文章研究了不同熱鍍鋅退火工藝對汽車結構用590 MPa級雙相鋼組織和性能的影響，利用光學顯微鏡、掃描電鏡技術對不同熱鍍鋅工藝下的顯微組織進行了觀察和分析。結果表明：熱鍍鋅機組的特殊性為雙相鋼工業(yè)化生產提供了兩條生產路徑，一是快速冷卻到中溫轉變溫度，引入短暫的TRIP效應，利用電輻射加熱維持恒定的入鋅鍋溫度，將馬氏體轉變移至出鋅鍋后的鍍后冷卻段；二是利用較強的設備能力，將帶鋼快速冷卻到馬氏體點，再利用感應加熱器加熱到460℃左右進入鋅鍋。兩種不同的工藝路徑得到的組織不同，進而影響材料的力學性能。

隨著國家去產能力度不減，打擊“地條鋼”持續(xù)發(fā)力，鋼鐵業(yè)供給側結構性改革不斷推進，鋼鐵工業(yè)迎來蓬勃發(fā)展的好時機，加之汽車輕量化和節(jié)能降耗等目標的確立，生產低成本高強度鋼成為各大鋼企的主攻方向。

以相變強化為基礎，由鐵素體與馬氏體組成的雙相鋼，具有低屈強比、高初始加工硬化速率、良好的強度和延性配合等特點，已發(fā)展成為一種汽車用先進高強度沖壓用鋼[1]。超輕鋼車體項目研究表明，雙相鋼在未來汽車車身上的用量將達到80%[2]，具有良好的應用前景。到目前為止，已經研究開發(fā)的冷軋雙相鋼的強度從450 MPa到1470 MPa。隨著汽車用鋼防腐性能要求的日益提高，汽車結構用熱鍍鋅雙相鋼應用也越來越廣泛。

熱鍍鋅雙相鋼兼具良好的力學性能和耐腐蝕性能，已經成為現(xiàn)代汽車用鋼的重要組成部分。由于鍍鋅產線設備的特殊性，合理的成分設計，精確的熱鍍鋅連續(xù)退火工藝制定是獲得理想雙相組織的保證。本文結合工業(yè)化生產實際，研究了熱鍍鋅DP590生產工藝對組織特征、力學性能的影響，為工業(yè)生產提供一定的參考。

實驗材料及方法

實驗材料

基于鍍鋅產線的特殊性，熱鍍鋅雙相鋼應避免添加過多的Si元素，以確保其帶鋼表面的浸潤性。本文設計的熱鍍鋅DP590成分采用的是低碳、高錳、含鉻、含鉬系列，為了確保性能和表面達標，應嚴格控制合金元素含量和Si含量，其化學成分見表1。

表1 鍍鋅DP590化學成分(質量分數(shù)，%)

經過1250℃奧氏體化處理2 h后，熱軋至3.0 mm厚，終軋溫度為880℃，熱軋后經酸洗，最終冷軋至1.0 mm厚的薄板。

實驗方法

基于固定的產線設備，由于各工藝段長度確定，在設備能力滿足工藝要求的前提下，選擇兩種不同的工藝路徑，見圖1。生產后的試樣經打磨、拋光、表面處理后，用金相光學顯微鏡和掃描電鏡進行組織觀察；實驗用鋼經過熱處理模擬后制成L0=80 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。

圖1 熱鍍鋅DP590工藝路徑

實驗結果

兩條工藝路徑加熱溫度、緩慢冷卻溫度相同，目的是在確保兩相區(qū)充分奧氏體化的前提下，以相同的工藝條件進入快速冷卻段，為不同的快速冷卻溫度創(chuàng)造相同的條件。

工藝路徑1顯微組織

工藝路徑1經過加熱和緩慢冷卻后直接快速冷卻到460℃，利用電輻射管加熱保持恒定的入鋅鍋溫度，進入鋅鍋后利用鍍后冷卻風機冷卻到150℃，在此階段完成馬氏體相變。

圖2為經過路徑1工業(yè)化生產后產品的顯微組織照片，顯微組織由馬氏體島、鐵素體、少量貝氏體組成。經過快速冷卻到460℃處理后的熱鍍鋅雙相鋼，出現(xiàn)類似短暫的“TRIP效應”，生成了少量的貝氏體，隨后經過鍍后冷卻，奧氏體發(fā)生馬氏體相變，使最終組織中為馬氏體+鐵素體+少量貝氏體。此工藝下生產的熱鍍鋅雙向鋼的馬氏體具有清晰的亮白圈，島內無明顯變化，且浮突比較明顯。

圖2 工藝路徑1顯微組織

工藝路徑2顯微組織

工藝路徑2經過加熱和緩慢冷卻后快速冷卻到300℃，完成馬氏體相變，再重新加熱到入鋅鍋溫度460℃，進入鋅鍋后經鍍后冷卻到150℃。

圖3為經過路徑2工業(yè)化生產后產品的顯微組織照片，顯微組織由馬氏體和鐵素體組成。經過快速冷卻到300℃處理后的熱鍍鋅雙相鋼，首先發(fā)生了馬氏體相變，隨后經過感應加熱器重新加熱到入鋅鍋溫度460℃，此溫度下馬氏體發(fā)生回火，部分馬氏體島發(fā)生了分解，邊界變得模糊，出現(xiàn)了細小的碳化物顆粒。

力學性能對比

圖3 工藝路徑2顯微組織

不同工藝路徑下的材料力學性能見表2，從圖中可以看出，工藝路徑1的材料屈服強度低于工藝路徑2的屈服強度，抗拉強度高于工藝路徑2的抗拉強度，延伸率變化不明顯。

表2 不同工藝路徑下力學性能對比

分析與討論

熱鍍鋅雙相鋼經加熱和緩慢冷卻后，在未進入快速冷卻前，組織為鐵素體和奧氏體。經過快速冷卻后，因奧氏體發(fā)生了馬氏體相變而體積膨脹，導致馬氏體周圍的鐵素體發(fā)生塑性變形并形成大量的未被釘扎的可動位錯，這是雙相鋼具有低屈服和連續(xù)屈服的主要原因。雙相鋼發(fā)生屈服后的硬化過程是可動位錯在鐵素體和馬氏體相界面塞積并向馬氏體專遞應變的結果，足夠數(shù)量的馬氏體產生足夠數(shù)量的可動位錯是雙相鋼連續(xù)屈服和低屈服的必要條件，而淬硬的馬氏體是雙相鋼高加工硬化的必要條件，基于以上原理，合理選擇熱鍍鋅雙相鋼工藝路徑是確保獲得淬硬馬氏體和鐵素體與馬氏體相界面上大量可動位錯的關鍵。

掃描電鏡下工藝路徑2的馬氏體形貌如圖4所示。工藝路徑1處理后的雙相鋼，馬氏體的結構仍然為板條狀；工藝路徑2處理后的雙向鋼，部分馬氏體已經發(fā)生了分解，板條結構被破壞，馬氏體中聚集的過飽和碳化物開始析出，并形成了球狀顆粒。

圖4 工藝路徑2下的馬氏體形貌

基于鍍鋅產線的特殊性，合理的成分設計，運用不同于常規(guī)雙相鋼生產工藝，并獲得優(yōu)異的力學性能成為一種可能。工藝路徑1依賴于合理的成分設計和較強的鍍后冷卻能力，經過短暫“TRIP效應”后，雖然生成了少量貝氏體，但未影響鍍后發(fā)生的馬氏體相變，由于馬氏體與鐵素體的基本結構沒有明顯改變，因此雙相鋼的力學性能變化不大；另外，淬火快冷過程中，硬質的馬氏體島因固溶了過飽和的碳而產生晶格畸變，并與軟的鐵素體交互作用產生了大量的可動位錯，工藝路徑1下的材料依然保留這種特征，馬氏體島附近的鐵素體區(qū)域存在位錯纏結。工藝路徑2經過中溫轉變后，雖然獲得馬氏體，但隨后經過感應加熱到入鋅鍋溫度，作為強化相的馬氏體發(fā)生了部分分解，碳化物開始析出，馬氏體的晶格畸變開始減小，應力狀態(tài)發(fā)生了一定改變，馬氏體的硬度和強度均降低，弱化的馬氏體使雙相鋼的抗拉強度下降；另外，馬氏體與鐵素體相界面處的大量位錯消失，或者重新排列，位錯密度減小。

結束語

(1) 基于鍍鋅產線的特殊性，合理的成分設計和較強的設備能力是控制馬氏體相變的關鍵。工藝路徑1將馬氏體相變移至鍍后冷卻段，避免了馬氏體的回火和性能惡化；雙相鋼的顯微組織變化不大，馬氏體具有清晰的亮白圈，馬氏體島內無明顯變化，且浮突比較明顯。此工藝路徑下力學性能達標，且生產工藝符合低成本生產需求。

(2) 工藝路徑2采用傳統(tǒng)的馬氏體生產工藝，快速冷卻后生成了馬氏體，隨后經過感應加熱，部分馬氏體島發(fā)生了分解，板條結構被破壞，邊界變得模糊，出現(xiàn)了細小的碳化物顆粒；經過力學性能檢驗，抗拉強度低于路徑1約30 MPa。

(3) 此成分設計下工業(yè)化生產的590 MPa級雙相鋼，工藝路徑1具有典型的雙相鋼特性，包括淬硬的馬氏體和大量的位錯塞積；工藝路徑2雖然具備雙相鋼特性，但部分馬氏體已經開始分解，弱化的馬氏體析出碳化物，與鐵素體之間的大量位錯開始消失，偏離了傳統(tǒng)意義上雙相鋼的特性。