陳 杰 趙 輝

（北京中冶設(shè)備研究設(shè)計(jì)總院有限公司 北京 100029）

1 前言

減輕汽車自重引發(fā)了對(duì)高強(qiáng)度鋼開發(fā)的熱潮，先進(jìn)高強(qiáng)度鋼板已形成不同強(qiáng)度級(jí)別的品種系列，主要包括：雙相鋼（DP）、復(fù)相鋼（CP）、相變誘導(dǎo)塑性鋼（TRIP）、孿晶誘導(dǎo)塑性鋼（TWIP）、低碳馬氏體鋼［1］。熱鍍鋅雙相鋼在汽車上的應(yīng)用具有很好的前景，良好的力學(xué)性能、安全性能和服役周期長(zhǎng)等優(yōu)越性，使之成為新一代汽車用鋼的主要材料［2］。實(shí)驗(yàn)研究了熱模擬鍍鋅退火過(guò)程中，雙相鋼的顯微組織與力學(xué)性能的演變過(guò)程，包括再結(jié)晶、相變規(guī)律，可對(duì)實(shí)際熱鍍鋅雙相鋼生產(chǎn)提供一定的指導(dǎo)作用。

2 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）如表1所示。試驗(yàn)鋼在50kg真空感應(yīng)爐冶煉并澆鑄成厚度為90mm的鑄坯，熱軋后的板厚為4.3mm，終軋溫度大于850℃，卷取溫度為650～690℃。熱軋板經(jīng)酸洗后冷軋，冷軋至1.0mm左右，冷軋壓下率在65%～73%之間。

模擬連續(xù)退火在Gleeble3500熱模擬機(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)工藝路線如圖1所示。將試樣以10℃／s的速度加熱到臨界溫度區(qū)，然后保溫80 s左右，以20℃／s的冷速冷卻到460℃，保溫12s左右，模擬鍍鋅過(guò)程，然后冷卻到室溫。如圖的數(shù)字編號(hào)所示，在鍍鋅線上的各個(gè)點(diǎn)處，中斷鍍鋅過(guò)程極冷（本試驗(yàn)采用噴水冷卻）到室溫，通過(guò)觀察組織來(lái)分析過(guò)程的組織轉(zhuǎn)變。

在未進(jìn)入到臨界區(qū)之前的500～700℃溫度區(qū)間淬火以測(cè)定冷軋?jiān)嚇拥脑俳Y(jié)晶情況，在78 0℃淬火以測(cè)定試樣的奧氏體化，在78 0℃保溫20 s、40 s、80 s后淬火測(cè)定等溫奧氏體化過(guò)程，保溫后的試樣以20℃／s快冷到46 0℃，在46 0℃保溫4 s、8 s、12 s后淬火到室溫，觀察模擬鋅鍋中的組織轉(zhuǎn)變。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的成分／w t／%

在DIL805A熱膨脹儀上測(cè)定鋼的相變點(diǎn)，根據(jù)膨脹曲線，測(cè)得1＃鋼的Ac1為735℃，Ac3為852℃；2＃鋼的Ac1為759℃，Ac3為847℃。將退火處理后的鋼板加工成標(biāo)距為50mm的拉伸試樣，在萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定力學(xué)性能。切取金相試樣研磨、拋光后用4%的硝酸酒精浸蝕，在光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡中觀察其顯微組織。制取雙噴減薄試樣用于透射電鏡觀察，以分析組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)。采用Imagetool圖像處理軟件統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸、再結(jié)晶分?jǐn)?shù)以及組織的數(shù)量。利用維氏硬度計(jì)測(cè)定淬火試樣的硬度。

圖1 雙相鋼模擬熱鍍鋅工藝路線

圖上數(shù)字和字母為在工藝路線上取的觀測(cè)點(diǎn)

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 熱軋與冷軋態(tài)的顯微組織

初始組織一般為熱軋態(tài)，通常為F＋P，因熱軋工藝不同，也可能會(huì)含有一些B組織。因?yàn)殡S后要進(jìn)行冷軋加工，冷軋壓下率較大（75%左右），所以工業(yè)上一般要求冷軋壓下力盡可能小，可以節(jié)約能源，提高經(jīng)濟(jì)效益。所以一般要求初始組織盡量為F＋P，減少B或M組織，可以降低軋制力。

圖2 試驗(yàn)鋼的熱軋冷態(tài)組織

如圖2所示為試驗(yàn)鋼的熱軋冷軋態(tài)組織，熱軋態(tài)組織主要為F＋P組織，F(xiàn)和P為等軸狀分布。經(jīng)過(guò)壓下率為75%左右的冷軋后，F(xiàn)和P都沿著軋制方向呈拉長(zhǎng)分布，F(xiàn)晶粒內(nèi)出現(xiàn)很多變形帶，由于P的基體較硬，冷軋時(shí)不易產(chǎn)生塑性變形，出現(xiàn)很多破碎的滲碳體顆粒。

3.2 組織演變和力學(xué)性能演變

3.2.1 加熱過(guò)程中的再結(jié)晶規(guī)律

圖3 加熱過(guò)程中的再結(jié)晶組織

圖3為在加熱過(guò)程中的組織變化，點(diǎn)a處的溫度為640℃，組織仍處于變形狀態(tài)，為拉長(zhǎng)的鐵素體晶粒和破碎的碳化物顆粒，未開始再結(jié)晶。當(dāng)?shù)竭_(dá)點(diǎn)b時(shí)，此處溫度為680℃，鐵素體基體已經(jīng)明顯回復(fù)，初步具有多邊形化的特征，但尚不明顯，破碎的碳化物顆粒也開始溶解。到達(dá)點(diǎn)c時(shí)，此時(shí)溫度為740℃，組織已經(jīng)明顯發(fā)生再結(jié)晶，近一半的鐵素體已呈等軸狀，奧氏體迅速形核長(zhǎng)大，d點(diǎn)處再結(jié)晶進(jìn)一步進(jìn)行，鐵素體晶粒開始長(zhǎng)大，已生成的奧氏體進(jìn)一步長(zhǎng)大，部分新的奧氏體核心也開始形成。到點(diǎn)3處時(shí)，鐵素體基本完成再結(jié)晶過(guò)程，呈等軸狀分布，碳化物顆粒已經(jīng)消失，形成沿鐵素體晶界分布的奧氏體晶粒，在鐵素體內(nèi)部也有部分奧氏體形核。

實(shí)驗(yàn)的加熱速度為10℃／s，鐵素體開始再結(jié)晶的溫度為680℃左右，當(dāng)溫度達(dá)到740℃時(shí)，奧氏體沿著碳化物顆粒形核，并開始長(zhǎng)大，此鋼的Ac1為735℃，由于碳化物顆粒在Ac1時(shí)開始溶解，碳化物周圍為富碳區(qū)，奧氏體首先在此處形核。在加熱速度為10℃／s的情況下，由于加熱速度較快，低溫區(qū)（＜680℃）再結(jié)晶過(guò)程開始較延遲，在高溫區(qū)（＞680℃）由于溫度較高，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力顯著增加，迅速發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶過(guò)程持續(xù)時(shí)間很短。同時(shí)，加熱速度過(guò)快，組織的再結(jié)晶過(guò)程會(huì)進(jìn)入雙相區(qū)，在雙相區(qū)會(huì)出現(xiàn)再結(jié)晶和相變二者共存的現(xiàn)象。所以在快速加熱時(shí)，要考慮再結(jié)晶延遲所帶來(lái)的影響。

圖4 臨界區(qū)保溫時(shí)組織的變化

表2 熱鍍鋅工藝線上各點(diǎn)的力學(xué)性能

由圖4可以看出，白色的第二相為馬氏體相，a）為780℃保溫0s，b）為780℃保溫4s，c）為78 0℃保溫8s，d）為78 0℃保溫12s，可看出各個(gè)階段的組織變化。此時(shí)無(wú)變形的鐵素體晶粒，呈多邊形分布，已經(jīng)完成了再結(jié)晶過(guò)程，而且奧氏體也沿著滲碳體核心完成形核開始長(zhǎng)大。奧氏體主要分布在鐵素體晶界上，奧氏體相含量隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)不斷增加，而且奧氏體也從最初小的粒狀向大的等軸狀轉(zhuǎn)變，體積比從26%增加到43%。但隨著保溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，奧氏體會(huì)增速減慢，進(jìn)入此溫度下的平衡量。

點(diǎn)7處的溫度為620℃，經(jīng)過(guò)在熱膨脹儀上試驗(yàn)，設(shè)定冷速為20℃／s，測(cè)定的Ar3為592℃，所以當(dāng)冷卻到點(diǎn)7處時(shí)，轉(zhuǎn)變尚未開始，此時(shí)臨界區(qū)奧氏體處于過(guò)冷狀態(tài)，到達(dá)Ar3時(shí)開始向其它組織轉(zhuǎn)變。當(dāng)剛剛冷卻到460℃時(shí)，此時(shí)處于點(diǎn)8處，點(diǎn)7處鐵素體含量為45%，點(diǎn)8處含量為35%，由于1＃鋼的Ms點(diǎn)為460℃，說(shuō)明在7～8過(guò)程中產(chǎn)生了A→F＋B轉(zhuǎn)變，力學(xué)性能發(fā)生突變，抗拉強(qiáng)度從838MPa下降到775MPa，屈服強(qiáng)度也從447MPa降到406MPa，參見圖5。根據(jù)圖1中的對(duì)應(yīng)點(diǎn)號(hào)如表2所示。

圖5 熱鍍鋅工藝線上各點(diǎn)的力學(xué)性能變化

圖6 鍍鋅（460℃）保溫時(shí)組織的變化

圖6為460℃保溫時(shí)（鍍鋅）組織的演變過(guò)程，保溫時(shí)間分別為0、4、8、12s時(shí)的顯微組織照片，經(jīng)計(jì)算，第二相的體積分?jǐn)?shù)分別為39.8%、40.2%、46.5%和40.3%。第二相的體積分?jǐn)?shù)在此階段中變化不大，第二相比例不是強(qiáng)化作用主要因素，所以第二相的特性起著最主要作用。根據(jù)Anddrews提供的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度計(jì)算公式，Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo，計(jì)算所得4＃的Ms為461℃，當(dāng)Ms小于460℃時(shí)，處于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，隨時(shí)間延長(zhǎng)，貝氏體的量會(huì)逐漸增加，在隨后的冷卻過(guò)程中，剩余的奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因此最終第二相為貝氏體和馬氏體的混合組織，也會(huì)導(dǎo)致第二相的強(qiáng)化作用降低，使雙相鋼抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低。

圖7為2＃鋼在退火溫度為78 0℃，保溫時(shí)間為2min，以20℃／s冷卻到46 0℃，分別保溫4 s，12 s和32 s，然后冷卻到室溫的彩色金相和掃描圖片。用Lepera試劑浸蝕試樣，可以顯示貝氏體組織（黑色），馬氏體為白色，鐵素體為灰色。

圖7 熱鍍鋅（460℃）保溫過(guò)程中

從表3中可看出，2＃鋼在460℃保溫時(shí)，隨時(shí)間延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度急劇降低，屈服強(qiáng)度出現(xiàn)降低趨勢(shì)后又呈上升，屈強(qiáng)比與屈服強(qiáng)度變化一致。從圖7中可以看出，組織經(jīng)Lepera試劑浸蝕后，圖中黑色組織（貝氏體組織），從a→b→c黑色相依次增多，細(xì)小白色的M／A組織減少，灰色的鐵素體相基本保持不變，所以在此過(guò)程中，不斷產(chǎn)生貝氏體組織，導(dǎo)致馬氏體組織量減少。根據(jù)Anddrews公式計(jì)算2＃鋼的Ms點(diǎn)為448℃，在460℃保溫過(guò)程，處于貝氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程中，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)貝氏體不斷生成，剩余未轉(zhuǎn)變奧氏體量減少，隨后轉(zhuǎn)變成馬氏體的量也減少，因馬氏體為強(qiáng)化相，所以抗拉強(qiáng)度會(huì)降低，如圖8所示。

可見，在熱鍍鋅雙相鋼生產(chǎn)中460℃左右的保溫對(duì)產(chǎn)品的力學(xué)性能有巨大影響，由于此溫度保溫一般處于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域，強(qiáng)度會(huì)隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而下降，因此要擴(kuò)大貝氏體轉(zhuǎn)變窗口，推遲貝氏體轉(zhuǎn)變，因此要保證熱鍍鋅雙相鋼的性能，在成分設(shè)計(jì)上要考慮此階段的轉(zhuǎn)變。

表3460℃保溫時(shí)的力學(xué)性能

圖8 組織的精細(xì)微觀結(jié)構(gòu)見圖1中（a）點(diǎn)9（b）點(diǎn)11

4 結(jié)論

1）在熱鍍鋅退火初期的加熱過(guò)程中，在680～780℃大量進(jìn)行再結(jié)晶，加熱速度較高（10℃／s）會(huì)使再結(jié)晶進(jìn)入雙相區(qū)，與相變并存。

2）在雙相區(qū)保溫時(shí)，奧氏體首先在破碎的碳化物處形成，奧氏體量隨時(shí)間不斷增加，會(huì)在隨后的快冷中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，提高組織的強(qiáng)度。

3）460℃保溫時(shí)，由于處于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，產(chǎn)生貝氏體組織，馬氏體減少，導(dǎo)致強(qiáng)度的下降，對(duì)力學(xué)性能造成不利影響。

［1］翁宇慶.超細(xì)晶鋼—鋼組織細(xì)化理論與控制技術(shù)［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2003：9-12.

［2］張啟富.現(xiàn)代鋼帶連續(xù)熱鍍鋅［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2007.

［3］Huang C J，BrowneD J，Mcfadden S.A Phase-Field Simulation of Austenite to Ferrite Trans for mation Kinetics in Low Carbon Steels［J］.Acta Materialia，2006，54：11221.