逯 龍

（河鋼唐鋼高強(qiáng)汽車板有限公司，河北 唐山 063000）

雙相鋼是汽車制造領(lǐng)域中應(yīng)用較多的高強(qiáng)鋼，其屈強(qiáng)比較低，加工硬化率極高，塑性配合性能好、強(qiáng)度高，具有多重優(yōu)勢(shì)?，F(xiàn)針對(duì)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(yīng)用于汽車制造領(lǐng)域，可降低汽車重量，使汽車構(gòu)件具備更高的機(jī)械強(qiáng)度，以此滿足汽車車身設(shè)計(jì)的要求。雖然高強(qiáng)度低合金的鋼可滿足汽車用鋼方面的強(qiáng)度需求，但是這種鋼成型性能較差，雙相鋼彌補(bǔ)了應(yīng)用缺陷，在保持極高強(qiáng)度的同時(shí)成型性也較好，同時(shí)抗碰撞吸收能較高。對(duì)冷軋雙相鋼的性能特點(diǎn)進(jìn)行分析，其抗拉強(qiáng)度很高，強(qiáng)度相對(duì)偏低，初始階段應(yīng)變硬化程度高，在低應(yīng)變情況時(shí)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(huì)產(chǎn)生室溫時(shí)效現(xiàn)象。進(jìn)行冷軋?zhí)幚砗螅瑧?yīng)在連續(xù)性的退火線上針對(duì)帶鋼展開熱處理，其組織并未實(shí)現(xiàn)完全奧式體化；當(dāng)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(dá)到室溫時(shí)，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(shí)，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(jìn)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(huì)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(yīng)爐實(shí)現(xiàn)熔煉雙相鋼的目標(biāo)，需要進(jìn)行6道熱軋，終軋溫度是870℃，水冷溫度為650℃時(shí)進(jìn)行模擬卷曲，冷軋壓下率在80%左右。完成冷軋?zhí)幚砗?，進(jìn)行切割，臨界區(qū)上的退火溫度是780℃、800℃與830℃，保溫時(shí)間控制在50s，以50℃/s左右的快冷速度降低到460℃后進(jìn)行15s的保溫，對(duì)熱鍍鋅工藝進(jìn)行模擬，最后溫度降到室溫。樣品在800℃的臨界區(qū)實(shí)現(xiàn)保溫，緩冷速度在10℃/s左右，溫度達(dá)到750℃時(shí)再保持50℃/s的快冷速度，降至460℃，保溫時(shí)間為15s。熱處理后，檢測(cè)材料的伸長(zhǎng)率、抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度等信息。最后對(duì)試樣實(shí)施拋光研磨侵蝕處理，通過掃描電鏡與光學(xué)顯微鏡對(duì)其微觀組織形貌進(jìn)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(xué)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(qiáng)度均高于600MPa，但是工業(yè)生產(chǎn)樣品的伸長(zhǎng)率超過30%，而實(shí)驗(yàn)室試樣的伸長(zhǎng)率卻在20%以下。實(shí)驗(yàn)室試樣在臨界退火溫度升高時(shí)，屈強(qiáng)比、屈強(qiáng)強(qiáng)度以及抗拉強(qiáng)度均呈現(xiàn)出增大的趨勢(shì)，但是生產(chǎn)率卻在持續(xù)下降。實(shí)驗(yàn)室試樣在多種退火溫度下的強(qiáng)度比僅設(shè)置緩冷段的工業(yè)生產(chǎn)樣品強(qiáng)度高3MPa左右，雖然強(qiáng)度偏低，但是伸長(zhǎng)率卻很高。拉伸期間，兩個(gè)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(huì)出現(xiàn)起皺的問題，可省略精整軋制與附加操作，簡(jiǎn)化加工過程，其加工硬化速率較快，不會(huì)聚集過多微孔，實(shí)現(xiàn)對(duì)局部縮頸的有效延遲[4]。

當(dāng)臨界區(qū)的實(shí)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(jìn)而導(dǎo)致奧氏體的淬透性增強(qiáng)；當(dāng)奧氏體原本的體積分?jǐn)?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(duì)應(yīng)的相變區(qū)將逐步擴(kuò)大，貝氏體相變效果得到促進(jìn)，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(dāng)臨界區(qū)的實(shí)際退火溫度增加后，馬氏體在組織中的體積分?jǐn)?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(dòng)也會(huì)發(fā)生變化。在實(shí)驗(yàn)室設(shè)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?jǐn)?shù)會(huì)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(qiáng)度隨之形成縮減趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率不同，呈現(xiàn)增長(zhǎng)趨勢(shì)，形成一定的抗拉強(qiáng)度后，雙相鋼處于相對(duì)較低的溫度臨界區(qū)進(jìn)行退火，可使塑性與強(qiáng)度進(jìn)行更好地配合。

3.2 組織受到的影響

低溫退火時(shí)，試樣組織出現(xiàn)了鐵素體、馬氏體組織與貝氏體組織，當(dāng)臨界區(qū)溫度升高后，貝氏體組織的實(shí)際含量有明顯增加，相對(duì)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(kuò)散，對(duì)擴(kuò)散過程進(jìn)行控制時(shí)，錳元素會(huì)順延鐵素體的晶界進(jìn)行偏聚，冷卻時(shí)，這一處區(qū)域顯現(xiàn)出極強(qiáng)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(shì)。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(diǎn)，鐵素體晶粒的分布也較為均勻，形成相對(duì)理想化的雙相鋼組織形貌。當(dāng)臨界區(qū)的退火溫度提升后，鐵素體的晶粒平均尺寸會(huì)縮減，而第二相的實(shí)際體積分?jǐn)?shù)在增加。

針對(duì)雙相鋼進(jìn)行熱鍍鋅處理時(shí)，應(yīng)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(shí)，必須保障溫度達(dá)到460℃。對(duì)其進(jìn)行熱浸鍍處理，冷卻速度相對(duì)較低，所以最終產(chǎn)生的組織中大多不是設(shè)想的馬氏體與鐵素體雙相組織，無法達(dá)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(shí)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?jǐn)?shù)，需要增加2.3%到2.5%，但是當(dāng)錳的加入量超過限制時(shí)，鋼板表面區(qū)域的浸潤(rùn)性會(huì)遭受不良影響，導(dǎo)致鍍鋅性逐步惡化，增加鉻與硅等元素后，也可促進(jìn)馬氏體的有效生成，然而同樣會(huì)給鋅液原本的浸潤(rùn)性構(gòu)成影響，因此此種方法的可行性不強(qiáng)，需要額外解決浸潤(rùn)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(shí)現(xiàn)快冷處理，通過這種處理技術(shù)能夠適當(dāng)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(duì)地，其給鍍鋅設(shè)備提出的要求也更為嚴(yán)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(shí)際選擇以及使用時(shí)，必須要對(duì)設(shè)備實(shí)際能力與經(jīng)濟(jì)成本進(jìn)行分析與考察，同時(shí)實(shí)際進(jìn)行冷卻處理時(shí)可能會(huì)出現(xiàn)問題，如貝氏體組織與珠光體組織產(chǎn)生。在實(shí)驗(yàn)室對(duì)退火試驗(yàn)進(jìn)行模擬時(shí)，問題較為突出，控制冷卻速率的難度加大，無法實(shí)現(xiàn)冷熱均勻，最終形成的雙相鋼組織為復(fù)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(shí)驗(yàn)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?jǐn)?shù)與鐵素體晶粒的平均尺寸并不相同，給性能帶去相應(yīng)的影響。

3.3 熱處理工藝應(yīng)用建議

工業(yè)生產(chǎn)的雙相鋼第二相體積分?jǐn)?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(qiáng)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(diǎn)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?jǐn)?shù)符合標(biāo)準(zhǔn)，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(yù)期的力學(xué)性能。所以在優(yōu)化雙相鋼的力學(xué)性能時(shí)，要將控制重點(diǎn)轉(zhuǎn)移到第二相的分布形態(tài)以及體積分?jǐn)?shù)上。

可將緩冷段增加到熱處理活動(dòng)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(huì)逐步轉(zhuǎn)移到奧氏體中，以此強(qiáng)化奧氏體所具有的淬透性，同時(shí)也能獲取純凈度金更高的鐵素體，實(shí)現(xiàn)改善雙相鋼塑性的目標(biāo)。對(duì)比實(shí)驗(yàn)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(shì)，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(huì)受到合金元素的影響，在進(jìn)行熱處理時(shí)，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(duì)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(yīng)用要求，可添加一定量的Mo與Cr?？赏ㄟ^P與Si實(shí)現(xiàn)對(duì)鐵素體的強(qiáng)化，使鐵素體保持更高強(qiáng)度，減弱鐵素體原本的延性。Si可加寬臨界區(qū)的實(shí)際處理范圍，調(diào)整雙相鋼的力學(xué)性能，使延性以及強(qiáng)度維持良好的重現(xiàn)性與穩(wěn)定性；對(duì)加熱環(huán)節(jié)產(chǎn)生的奧氏體形態(tài)進(jìn)行改變，使馬氏體均勻又細(xì)密，在改善強(qiáng)化效果的同時(shí)，使延性與強(qiáng)度更好地配合；Si屬于固溶強(qiáng)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(qiáng)化，也減少冷卻期間容易出現(xiàn)的粗大化碳化物；強(qiáng)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(cuò)的交互作用產(chǎn)生影響，提升硬化速率，實(shí)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(dǎo)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(duì)鐵素體產(chǎn)生的強(qiáng)化效果更強(qiáng)。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(duì)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(yīng)變能力有所提升，斷口組織形貌也能被改善，如果同時(shí)有錳與硅兩種元素，應(yīng)用效果更為突出。Mo屬于鉬系碳化物形成的元素，進(jìn)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(huì)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(duì)多見，其可對(duì)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(jìn)行加熱時(shí)，并不會(huì)輕易溶解，如果冷卻速度適中，雙相鋼在含有Nb的基礎(chǔ)上還可生產(chǎn)取向附生型鐵素體，實(shí)現(xiàn)對(duì)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(dāng)量的條件，借助氮、碳化物質(zhì)點(diǎn)的彌散析出活動(dòng)，可對(duì)晶粒進(jìn)行細(xì)化處理，強(qiáng)化鋼的韌性與強(qiáng)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(dāng)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(qiáng)度也呈現(xiàn)出增強(qiáng)趨勢(shì)，塑性降低，在低溫臨界區(qū)進(jìn)行退火可有效改善雙相鋼的性能。工業(yè)生產(chǎn)樣與實(shí)驗(yàn)室試樣存在性能差異主要是因?yàn)樯a(chǎn)環(huán)境與生產(chǎn)設(shè)備不同。此外，本文還應(yīng)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。