本鋼板材股份有限公司技術研究院，遼寧　本溪　117000

摘要:設計C-Si-Mn合金系并添加微合金元素Nb開發(fā)1000 MPa級鍍鋅雙相鋼，通過熱模擬實驗機研究實驗材料經(jīng)淬火回火的熱鍍鋅工藝對組織性能的影響。結(jié)果表明：顯微組織均以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成，鐵素體晶粒尺寸約為2~4 μm；隨淬火溫度的升高，實驗材料的馬氏體體積分數(shù)逐漸降低，導致強度降低，延伸率升高；在較高溫度淬火回火后，組織中部分馬氏體板條界面模糊；實驗材料斷裂韌窩平均尺寸較小，呈韌性斷裂機制，宏觀上表現(xiàn)為馬氏體自身斷裂。實驗材料在380 °C淬火并回火處理后，抗拉強度和延伸率實現(xiàn)良好匹配，為1000 MPa級鍍鋅雙相鋼退火工藝提供實際指導。

汽車工業(yè)中減輕車身重量可以大大減少能耗和碳排放，在節(jié)能和環(huán)保的大背景下，為實現(xiàn)汽車輕量化和提高汽車安全性，利用具有較高減重潛力和碰撞吸收能等優(yōu)勢的先進高強度鋼取代傳統(tǒng)汽車用鋼已成為必然趨勢。先進高強鋼具有高強度、良好的可成形性和優(yōu)異的抗碰撞性能，已經(jīng)在汽車制造中廣泛應用，是最具前景的汽車結(jié)構(gòu)材料[1]，以包含軟相鐵素體和硬相馬氏體的雙相鋼是最典型的先進高強鋼，其較高的加工硬化率對成形以及汽車在碰撞過程中可能出現(xiàn)的撞擊區(qū)穩(wěn)定性至關重要。現(xiàn)代汽車的制造理念對于冷軋高強鋼提出耐蝕性、優(yōu)良的延展性、成形性等不同需求[2]。熱鍍鋅雙相鋼兼?zhèn)涓邚姸取⒏咚苄院土己玫哪臀g性能，是最具潛力的汽車用鋼之一，其合理化應用對實現(xiàn)汽車輕量化及提高安全性具有重要意義[3]。雙相鋼的組織性能由生產(chǎn)工藝所決定，包括化學成分設計、煉鋼、熱軋、冷軋和熱鍍鋅退火工藝，生產(chǎn)高質(zhì)量的熱鍍鋅雙相鋼，就必須了解各個工藝階段對其顯微組織演變的影響，尤其是熱鍍鋅退火工藝[4-6]。本文以工業(yè)生產(chǎn)的1000 MPa級熱鍍鋅雙相鋼冷硬板在連退熱模擬機上經(jīng)不同溫度淬火并回火處理的退火板為研究對象，重點分析基于淬火回火的熱鍍鋅工藝對其組織性能的影響規(guī)律，為工業(yè)化生產(chǎn)工藝的優(yōu)化提供必要的參考。

1. 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料成分設計采用低C-Si-Mn體系，適量添加微合金元素。成分設計中添加Cr、Mo用于提高實驗材料的淬透性，元素Mo在鍍鋅工藝中相比Si和Mn更具優(yōu)勢，其不會導致鍍鋅工藝中鋼板表面與熔融鋅液潤濕性的劣化[7]。Mo通常與微合金元素一起添加，本實驗材料中在成分設計上選擇添加Nb，以提高析出相的體積分數(shù)，細化析出相的尺寸并提高其熱穩(wěn)定性[8]，有利于組織性能的調(diào)控。實驗材料經(jīng)轉(zhuǎn)爐冶煉并連鑄成板坯，板坯經(jīng)熱軋、酸洗最后冷軋為1.2 mm厚的冷硬板。其中，熱軋工藝為：加熱溫度1240 ℃，終軋溫度870 ℃，卷取溫度640 ℃，熱軋板厚度為2.8 mm；酸洗工藝為：酸洗溫度為75~85 ℃，酸洗速度90~110 m/min。實驗材料的化學成分見表1。

表 1實驗材料的化學成分（質(zhì)量分數(shù)，%）

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1.2 實驗方法

沿軋向取尺寸為450 mm×150 mm冷硬板利用連續(xù)退火熱模擬實驗機進行不同溫度淬火并回火的熱處理實驗。退火工藝為以5 ℃/s加熱到810 ℃保溫260 s后以12 ℃/s的緩慢冷卻速度冷卻到710 ℃，之后再以40 ℃/s的快冷速度分別淬火至360、380、400和420 ℃，然后經(jīng)45 s加熱到460 ℃模擬熱鍍鋅，最后以15 ℃/s的冷速空冷至室溫，熱鍍鋅退火工藝曲線見圖1。將模擬鍍鋅退火后的試樣制作成電鏡試樣，在掃描電鏡下觀察顯微組織。將退火后的試樣加工成50 mm標距的拉伸試樣進行力學性能測試，并在掃描電鏡下觀察拉伸斷口形貌。將斷口沿中軸線剖開，在掃描電鏡下觀察斷口附近的顯微組織。

圖 1熱鍍鋅退火工藝

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2. 實驗結(jié)果與討論

2.1 組織檢驗

圖2為實驗材料經(jīng)不同淬火溫度處理后的掃描電鏡照片。實驗材料成分設計中因添加了Nb，從圖2可以看出，鐵素體的晶粒細小尺寸約為2~4 μm，顯微組織均為以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成，鐵素體基體在軋制方向上伸長并且沿著馬氏體島彎曲，馬氏體島也在軋制方向上變形和伸長。隨淬火溫度的升高，馬氏體體積分數(shù)呈降低趨勢，同時在較高的淬火溫度下，組織中部分馬氏體回火傾向明顯，板條界面開始模糊并出現(xiàn)合并，可能會伴有碳化物析出。

圖 2不同淬火溫度的掃描電鏡照片：(a)360 °C；(b)380 °C；(c)400 °C；(d)420 °C

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通過冷軋和臨界退火對雙相鋼晶粒的細化將受到初始組織的影響[9]，實驗材料在成分設計中添加較高含量的Nb，通過沉淀和析出第二相來細化原始組織，因此最終顯微組織中鐵素體平均晶粒尺寸細小，同時Nb的添加也有利于馬氏體體積分數(shù)的增加，因為晶粒細化會增強相變動力學[10-11]，這是由于納米級碳化物沉淀阻礙位錯的恢復，從而導致鐵素體中位錯密度相對較高，高密度位錯可為奧氏體提供了更多的形核點，從而導致了更高的奧氏體含量，同時，晶粒細化增大了作為奧氏體形核位置的晶界面積，對于1000 MPa鍍鋅雙相鋼通過添加Nb可以在熱鍍鋅退火工藝易于得到所需體積分數(shù)的馬氏體，便于工業(yè)生產(chǎn)中的工藝調(diào)控。微合金元素Nb還可以通過沉淀或溶質(zhì)拖拽阻礙位錯移動和晶界的遷移，從而推遲靜態(tài)再結(jié)晶和抑制晶粒長大[12-13]，因此實驗材料在冷軋工序中通過盡量提高冷軋壓下率以形成高密度的位錯，進而為隨后臨界退火時進行的再結(jié)晶和相變提供更大激活能。同時微合金元素Nb通過其強烈阻礙再結(jié)晶的作用，也有助于抑制馬氏體的回復及再結(jié)晶，提高馬氏體的回火穩(wěn)定性，從不同淬火溫度并回火處理下的顯微組織也可以看出，僅在最高的淬火溫度為420 ℃時，馬氏體才出現(xiàn)較為明顯的回火傾向。

2.2 性能檢驗

圖3為實驗材料經(jīng)不同淬火溫度并回火處理的力學性能檢驗結(jié)果。從圖3可以看出，隨淬火溫度的升高抗拉強度呈逐漸下降趨勢，而屈服強度和延伸率則呈逐漸升高趨勢。由組織分析可知，隨淬火溫度的升高馬氏體體積分數(shù)降低，因此抗拉強度降低，同時由于較高淬火溫度時鐵素體體積分數(shù)較高，組織中部分馬氏體回火，使得兩相協(xié)調(diào)變形能力升高，延伸率整體呈上升趨勢。

圖 3力學性能檢驗結(jié)果

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雙相鋼的兩相在拉伸變形過程中一般經(jīng)歷三個階段：初始鐵素體塑性變形，而馬氏體彈性變形階段；受馬氏體約束的鐵素體變形，部分馬氏體塑性變形而其他仍發(fā)生彈性變形階段；鐵素體馬氏體共同塑性變形階段。本實驗材料滿足性能所需的馬氏體體積分數(shù)較高，第一階段被第二階段代替，加工硬化表現(xiàn)為2個階段[14]。成分設計中通過添加Nb降低平均晶粒尺寸來提高抗拉強度，同時晶界和兩相界面增加了位錯源的數(shù)量，導致位錯密度迅速增加從而產(chǎn)生強化。在汽車工業(yè)中，吸收能量的能力是影響車輛抗碰撞性能的重要因素，可以通過強度和延伸率匹配即強塑積來衡量。通過組織性能分析表明，實驗材料在380 ℃淬火并回火處理具有良好的強度和延伸率匹配。

2.3 拉伸斷裂機制

實驗材料在380 ℃時拉伸斷口表面及剖面的顯微照片如圖4所示。從圖4（a）可以看出斷口表面主要由韌窩組成，雙相鋼拉伸斷裂過程中的微孔成核與馬氏體自身斷裂有關，晶粒尺寸越細，微孔形成的位置越多。圖4（b）為斷口附近的組織形貌，斷口位置近端，馬氏體參與后期的協(xié)調(diào)變形明顯被拉長，部分馬氏體自身斷裂，裂紋擴展至馬氏體與鐵素體之間界面，逐漸剝離最后形成空洞，斷口位置遠端空洞數(shù)量變少、馬氏體變形及斷裂程度降低。

圖 4拉伸斷口表面及剖面顯微照片

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3. 結(jié)束語

（1）顯微組織均以島狀彌散分布的馬氏體和鐵素體基體組成，隨淬火溫度的升高，實驗材料的馬氏體體積分數(shù)逐漸降低，導致強度降低，延伸率升高；

（2）實驗材料呈韌性斷裂機制，韌窩平均尺寸較小，宏觀上表現(xiàn)為馬氏體自身斷裂；

（3）通過淬火回火工藝，實驗材料在淬火溫度為380 ℃時，力學性能良好，獲得優(yōu)異的抗拉強度和延伸率匹配。