熱處理工藝對冷軋熱鍍鋅雙相鋼組織與性能的影響

逯 龍

（河鋼唐鋼高強汽車板有限公司，河北 唐山 063000）

雙相鋼是汽車制造領域中應用較多的高強鋼，其屈強比較低，加工硬化率極高，塑性配合性能好、強度高，具有多重優(yōu)勢。現(xiàn)針對冷軋熱鍍鋅的雙相鋼展開研究，分析熱處理工藝技術(shù)給其性能與組織形成的影響[1-3]。

1 冷軋雙相鋼概述

冷軋雙相鋼目前被廣泛應用于汽車制造領域，可降低汽車重量，使汽車構(gòu)件具備更高的機械強度，以此滿足汽車車身設計的要求。雖然高強度低合金的鋼可滿足汽車用鋼方面的強度需求，但是這種鋼成型性能較差，雙相鋼彌補了應用缺陷，在保持極高強度的同時成型性也較好，同時抗碰撞吸收能較高。對冷軋雙相鋼的性能特點進行分析，其抗拉強度很高，強度相對偏低，初始階段應變硬化程度高，在低應變情況時顯現(xiàn)出的加工硬化指數(shù)很高，烘烤硬化值也不低。通常條件下，烘烤硬化值處于35到80Mpa之間，不會產(chǎn)生室溫時效現(xiàn)象。進行冷軋?zhí)幚砗螅瑧谶B續(xù)性的退火線上針對帶鋼展開熱處理，其組織并未實現(xiàn)完全奧式體化；當退火溫度高于Ac1溫度，僅有較少的貝氏體組織+鐵素體或者珠光體組織+鐵素體能向奧氏體轉(zhuǎn)變，范圍僅在10%到15%；開展淬火處理，在溫度達到室溫時，奧氏體可有效轉(zhuǎn)變成馬氏體，所以鐵素體的基體分布一定量的馬氏體島。

2 材料與方法

冷軋熱鍍鋅雙相鋼在接受熱處理時，處理效果與采用連續(xù)退火技術(shù)所形成的處理效果不同，需要完成兩相區(qū)的多次退火處理，后續(xù)環(huán)節(jié)進行冷卻，溫度大約為460℃，再完成熱鍍鋅處理，最后繼續(xù)冷卻使溫度降低到室溫。在處理期間，雙相鋼的組織性能會受到冷卻速度、緩冷段以及保溫溫度等因素的影響。利用真空型感應爐實現(xiàn)熔煉雙相鋼的目標，需要進行6道熱軋，終軋溫度是870℃，水冷溫度為650℃時進行模擬卷曲，冷軋壓下率在80%左右。完成冷軋?zhí)幚砗?，進行切割，臨界區(qū)上的退火溫度是780℃、800℃與830℃，保溫時間控制在50s，以50℃/s左右的快冷速度降低到460℃后進行15s的保溫，對熱鍍鋅工藝進行模擬，最后溫度降到室溫。樣品在800℃的臨界區(qū)實現(xiàn)保溫，緩冷速度在10℃/s左右，溫度達到750℃時再保持50℃/s的快冷速度，降至460℃，保溫時間為15s。熱處理后，檢測材料的伸長率、抗拉強度與屈服強度等信息。最后對試樣實施拋光研磨侵蝕處理，通過掃描電鏡與光學顯微鏡對其微觀組織形貌進行觀察。

3 熱處理工藝給冷軋熱鍍鋅雙相鋼性能與組織形成的影響

3.1 力學性能受到的影響

工業(yè)生產(chǎn)中所使用的雙相鋼與試制材料具有的抗拉強度均高于600MPa，但是工業(yè)生產(chǎn)樣品的伸長率超過30%，而實驗室試樣的伸長率卻在20%以下。實驗室試樣在臨界退火溫度升高時，屈強比、屈強強度以及抗拉強度均呈現(xiàn)出增大的趨勢，但是生產(chǎn)率卻在持續(xù)下降。實驗室試樣在多種退火溫度下的強度比僅設置緩冷段的工業(yè)生產(chǎn)樣品強度高3MPa左右，雖然強度偏低，但是伸長率卻很高。拉伸期間，兩個試樣均產(chǎn)生了連續(xù)屈服現(xiàn)象，成形零件的表面就不會出現(xiàn)起皺的問題，可省略精整軋制與附加操作，簡化加工過程，其加工硬化速率較快，不會聚集過多微孔，實現(xiàn)對局部縮頸的有效延遲[4]。

當臨界區(qū)的實際退火溫度升高后，合金元素與碳更容易朝向奧氏體富集，進而導致奧氏體的淬透性增強；當奧氏體原本的體積分數(shù)提升后，新生成的奧氏體所具有的碳濃度有明顯降低，退火之后冷卻期間的貝氏體對應的相變區(qū)將逐步擴大，貝氏體相變效果得到促進，因相變形成的貝氏體量有所提升，形成均勻的冷卻效果后，冷卻效率可促使奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，當臨界區(qū)的實際退火溫度增加后，馬氏體在組織中的體積分數(shù)因此提升，否則馬氏體受退火溫度增加情況的影響，轉(zhuǎn)變活動也會發(fā)生變化。在實驗室設置的退火情況中，冷卻速率與均勻性都無法被保障，完成退火之后，組織包括貝氏體、鐵素體與馬氏體。如果退火溫度出現(xiàn)降低的情況，鐵素體晶粒的平均直徑值也隨之增大，第二相體積分數(shù)會隨之降低，具體體現(xiàn)在貝氏體與馬氏體上，雙相鋼的抗拉強度隨之形成縮減趨勢，伸長率不同，呈現(xiàn)增長趨勢，形成一定的抗拉強度后，雙相鋼處于相對較低的溫度臨界區(qū)進行退火，可使塑性與強度進行更好地配合。

3.2 組織受到的影響

低溫退火時，試樣組織出現(xiàn)了鐵素體、馬氏體組織與貝氏體組織，當臨界區(qū)溫度升高后，貝氏體組織的實際含量有明顯增加，相對地，鐵素體量逐步縮減，錳在鐵素體與馬氏體中有不同程度的擴散，對擴散過程進行控制時，錳元素會順延鐵素體的晶界進行偏聚，冷卻時，這一處區(qū)域顯現(xiàn)出極強的淬透性，催生了高錳馬氏體邊圈，不同的臨界區(qū)退火溫度條件下，組織均有高亮馬氏體邊圈，臨界區(qū)溫度提升后，馬氏體含量呈下降趨勢。工業(yè)生產(chǎn)樣處于800℃的臨界溫度后，退火并緩冷至750℃，而后繼續(xù)快冷鍍鋅，其具有明顯的雙相鋼組織，貝氏體與馬氏體交互附著于鐵素體晶界上，馬氏體存在明顯的島浮突，具有均勻分布的特點，鐵素體晶粒的分布也較為均勻，形成相對理想化的雙相鋼組織形貌。當臨界區(qū)的退火溫度提升后，鐵素體的晶粒平均尺寸會縮減，而第二相的實際體積分數(shù)在增加。

針對雙相鋼進行熱鍍鋅處理時，應區(qū)別于普通的連退熱處理工藝，將鋼帶從退火爐中取出時，必須保障溫度達到460℃。對其進行熱浸鍍處理，冷卻速度相對較低，所以最終產(chǎn)生的組織中大多不是設想的馬氏體與鐵素體雙相組織，無法達到組織要求，必須要處理組織與冷卻溫度之間存在的矛盾?？蓢L試將合金元素加入其中，使貝氏體與珠光體的轉(zhuǎn)變情況發(fā)生改變，以此規(guī)避貝氏體或者珠光體出現(xiàn)轉(zhuǎn)變。如果需要使雙相鋼在實現(xiàn)合金化處理后仍舊保持雙相組織，必須要增加錳的質(zhì)量分數(shù)，需要增加2.3%到2.5%，但是當錳的加入量超過限制時，鋼板表面區(qū)域的浸潤性會遭受不良影響，導致鍍鋅性逐步惡化，增加鉻與硅等元素后，也可促進馬氏體的有效生成，然而同樣會給鋅液原本的浸潤性構(gòu)成影響，因此此種方法的可行性不強，需要額外解決浸潤性的問題。

除了使用合金元素外，可借助鋅液淬火技術(shù)將冷卻速率加快。帶鋼自退火段出來后，調(diào)整溫度至600℃，形成高溫條件，將其向鋅液中浸入，這種處理方法可實現(xiàn)快冷處理，通過這種處理技術(shù)能夠適當減少合金元素原本的加入量，使鍍層形成更高的質(zhì)量水平，相對地，其給鍍鋅設備提出的要求也更為嚴苛。

兩種處理方法雖然都能滿足處理需求，形成合適的組織，但是均存在局限性，在實際選擇以及使用時，必須要對設備實際能力與經(jīng)濟成本進行分析與考察，同時實際進行冷卻處理時可能會出現(xiàn)問題，如貝氏體組織與珠光體組織產(chǎn)生。在實驗室對退火試驗進行模擬時，問題較為突出，控制冷卻速率的難度加大，無法實現(xiàn)冷熱均勻，最終形成的雙相鋼組織為復相組織，包括貝氏體、馬氏體與鐵素體。無論是工業(yè)生產(chǎn)的試樣還是實驗室的試制品都產(chǎn)生貝氏體組織，其第二相分布形態(tài)、體積分數(shù)與鐵素體晶粒的平均尺寸并不相同，給性能帶去相應的影響。

3.3 熱處理工藝應用建議

工業(yè)生產(chǎn)的雙相鋼第二相體積分數(shù)低于30%。鐵素體的晶粒平均尺寸是14.19μm，雖然貝氏體組織在最終組織中也有所體現(xiàn)，然而其綜合性能良好，塑性與強度都可滿足要求，這一結(jié)果也證明了熱處理技術(shù)的重要性，控制熱處理工藝，重點控制冷卻均勻性、冷卻速率與保溫溫度等參數(shù)，通過上述控制措施可使組織滿足要求，不僅貝氏體和馬氏體體積分數(shù)符合標準，鐵素體的晶粒平均尺寸也能滿足要求，鐵素體的晶界上貝氏體和馬氏體也呈現(xiàn)出均勻分布的狀態(tài)。材料處于變形過程中，軟相與硬質(zhì)相都可維持良好的協(xié)調(diào)變形狀態(tài)，以此產(chǎn)生符合預期的力學性能。所以在優(yōu)化雙相鋼的力學性能時，要將控制重點轉(zhuǎn)移到第二相的分布形態(tài)以及體積分數(shù)上。

可將緩冷段增加到熱處理活動中，以此形成取向附生型鐵素體，這種鐵素體在產(chǎn)生錳、碳元素后會逐步轉(zhuǎn)移到奧氏體中，以此強化奧氏體所具有的淬透性，同時也能獲取純凈度金更高的鐵素體，實現(xiàn)改善雙相鋼塑性的目標。對比實驗室的制樣與工業(yè)生產(chǎn)的雙相鋼，發(fā)現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)的產(chǎn)品更具有優(yōu)勢，除了能滿足均勻冷卻與冷卻速率方面的要求，緩冷段也發(fā)揮了作用。

雙相鋼的性能除受到熱處理工藝影響外，還會受到合金元素的影響，在進行熱處理時，鐵素體的性質(zhì)及形態(tài)、馬氏體形態(tài)與淬透性均處于影響范圍中。普通的雙相鋼中的合金元素含量較低，種類相對單一，Si-Mn系的雙相鋼較多，除此之外還有Mn-Nb以及Mn-V系以及高Si系，基于工藝應用要求，可添加一定量的Mo與Cr?？赏ㄟ^P與Si實現(xiàn)對鐵素體的強化，使鐵素體保持更高強度，減弱鐵素體原本的延性。Si可加寬臨界區(qū)的實際處理范圍，調(diào)整雙相鋼的力學性能，使延性以及強度維持良好的重現(xiàn)性與穩(wěn)定性；對加熱環(huán)節(jié)產(chǎn)生的奧氏體形態(tài)進行改變，使馬氏體均勻又細密，在改善強化效果的同時，使延性與強度更好地配合；Si屬于固溶強化類元素，其可使碳的偏聚速度加快，形成極高的鐵素體凈化程度，消除間隙固溶強化，也減少冷卻期間容易出現(xiàn)的粗大化碳化物；強化淬透性的效果極佳；Si在固溶至鐵素體內(nèi)部后，可給位錯的交互作用產(chǎn)生影響，提升硬化速率，實現(xiàn)均勻延伸，如果Si的含量過高，板材表面質(zhì)量將變差，導致高Si型雙相鋼受到限制。P具有與Si相反的作用，但是其對鐵素體產(chǎn)生的強化效果更強。錳是雙相鋼中極為常見的合金元素，其與冷卻速度有一定關(guān)系，對雙相鋼使用連續(xù)退火工藝后，由于錳的存在，雙相鋼自身的延性能夠得到改善，斷裂應變能力有所提升，斷口組織形貌也能被改善，如果同時有錳與硅兩種元素，應用效果更為突出。Mo屬于鉬系碳化物形成的元素，進入臨界區(qū)加熱環(huán)節(jié)后，鉬的碳化物基本已經(jīng)溶解，所以會給奧氏體島所具有的淬透性產(chǎn)生正面影響。鉬在熱軋雙相鋼中相對多見，其可對珠光體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)生影響。

碳與Nb能夠產(chǎn)生化合物，且性質(zhì)較為穩(wěn)定，處于臨界區(qū)進行加熱時，并不會輕易溶解，如果冷卻速度適中，雙相鋼在含有Nb的基礎上還可生產(chǎn)取向附生型鐵素體，實現(xiàn)對延性的改善；如果將適量Ti與Nb加入到雙相鋼中，鋼已經(jīng)形成了低碳當量的條件，借助氮、碳化物質(zhì)點的彌散析出活動，可對晶粒進行細化處理，強化鋼的韌性與強度，促使鋼形成良好的使用性與可焊性。另外冷軋雙相鋼本身具有比較低的合金含量，主要添加元素是Si與Mn，借助退火后快速快冷操作獲取雙相組織，熱鍍鋅雙相鋼需要在熱鍍鋅的生產(chǎn)線上完成退火處理，才能滿足組織與性能的要求[5]。

4 結(jié)論

當臨界區(qū)上的退火溫度升高后，熱鍍鋅型雙相鋼的貝氏體組織量大幅增多，強度也呈現(xiàn)出增強趨勢，塑性降低，在低溫臨界區(qū)進行退火可有效改善雙相鋼的性能。工業(yè)生產(chǎn)樣與實驗室試樣存在性能差異主要是因為生產(chǎn)環(huán)境與生產(chǎn)設備不同。此外，本文還應繼續(xù)研究與優(yōu)化熱處理工藝，以此全面提升雙相鋼的性能。