分享：不同工艺路径对汽车结构用590 MPa级双相钢组织的影响

文章研究了不同热镀锌退火工艺对汽车结构用590 MPa级双相钢组织和性能的影响，利用光学显微镜、扫描电镜技术对不同热镀锌工艺下的显微组织进行了观察和分析。结果表明：热镀锌机组的特殊性为双相钢工业化生产提供了两条生产路径，一是快速冷却到中温转变温度，引入短暂的TRIP效应，利用电辐射加热维持恒定的入锌锅温度，将马氏体转变移至出锌锅后的镀后冷却段；二是利用较强的设备能力，将带钢快速冷却到马氏体点，再利用感应加热器加热到460℃左右进入锌锅。两种不同的工艺路径得到的组织不同，进而影响材料的力学性能。

随着国家去产能力度不减，打击“地条钢”持续发力，钢铁业供给侧结构性改革不断推进，钢铁工业迎来蓬勃发展的好时机，加之汽车轻量化和节能降耗等目标的确立，生产低成本高强度钢成为各大钢企的主攻方向。以相变强化为基础，由铁素体与马氏体组成的双相钢，具有低屈强比、高初始加工硬化速率、良好的强度和延性配合等特点，已发展成为一种汽车用先进高强度冲压用钢[1]。超轻钢车体项目研究表明，双相钢在未来汽车车身上的用量将达到80%[2]，具有良好的应用前景。到目前为止，已经研究开发的冷轧双相钢的强度从450 MPa到1470 MPa。随着汽车用钢防腐性能要求的日益提高，汽车结构用热镀锌双相钢应用也越来越广泛。热镀锌双相钢兼具良好的力学性能和耐腐蚀性能，已经成为现代汽车用钢的重要组成部分。由于镀锌产线设备的特殊性，合理的成分设计，精确的热镀锌连续退火工艺制定是获得理想双相组织的保证。本文结合工业化生产实际，研究了热镀锌DP590生产工艺对组织特征、力学性能的影响，为工业生产提供一定的参考。

实验材料及方法

实验材料

基于镀锌产线的特殊性，热镀锌双相钢应避免添加过多的Si元素，以确保其带钢表面的浸润性。本文设计的热镀锌DP590成分采用的是低碳、高锰、含铬、含钼系列，为了确保性能和表面达标，应严格控制合金元素含量和Si含量，其化学成分见表1。

经过1250℃奥氏体化处理2 h后，热轧至3.0mm厚，终轧温度为880℃，热轧后经酸洗，最终冷轧至1.0 mm厚的薄板。

实验方法

基于固定的产线设备，由于各工艺段长度确定，在设备能力满足工艺要求的前提下，选择两种不同的工艺路径，见图1。生产后的试样经打磨、抛光、表面处理后，用金相光学显微镜和扫描电镜进行组织观察；实验用钢经过热处理模拟后制成L0=80 mm的拉伸试样，在室温下进行力学性能测试，测得不同热处理工艺下的屈服强度、抗拉强度、延伸率。

实验结果

两条工艺路径加热温度、缓慢冷却温度相同，目的是在确保两相区充分奥氏体化的前提下，以相同的工艺条件进入快速冷却段，为不同的快速冷却温度创造相同的条件。

工艺路径1显微组织

工艺路径1经过加热和缓慢冷却后直接快速冷却到460℃，利用电辐射管加热保持恒定的入锌锅温度，进入锌锅后利用镀后冷却风机冷却到150℃，在此阶段完成马氏体相变。图2为经过路径1工业化生产后产品的显微组织照片，显微组织由马氏体岛、铁素体、少量贝氏体组成。经过快速冷却到460℃处理后的热镀锌双相钢，出现类似短暂的“TRIP效应”，生成了少量的贝氏体，随后经过镀后冷却，奥氏体发生马氏体相变，使最终组织中为马氏体+铁素体+少量贝氏体。此工艺下生产的热镀锌双向钢的马氏体具有清晰的亮白圈，岛内无明显变化，且浮突比较明显。

工艺路径2显微组织

工艺路径2经过加热和缓慢冷却后快速冷却到300℃，完成马氏体相变，再重新加热到入锌锅温度460℃，进入锌锅后经镀后冷却到150℃。图3为经过路径2工业化生产后产品的显微组织照片，显微组织由马氏体和铁素体组成。经过快速冷却到300℃处理后的热镀锌双相钢，首先发生了马氏体相变，随后经过感应加热器重新加热到入锌锅温度460℃，此温度下马氏体发生回火，部分马氏体岛发生了分解，边界变得模糊，出现了细小的碳化物颗粒。

力学性能对比

不同工艺路径下的材料力学性能见表2，从图中可以看出，工艺路径1的材料屈服强度低于工艺路径2的屈服强度，抗拉强度高于工艺路径2的抗拉强度，延伸率变化不明显。

分析与讨论

热镀锌双相钢经加热和缓慢冷却后，在未进入快速冷却前，组织为铁素体和奥氏体。经过快速冷却后，因奥氏体发生了马氏体相变而体积膨胀，导致马氏体周围的铁素体发生塑性变形并形成大量的未被钉扎的可动位错，这是双相钢具有低屈服和连续屈服的主要原因。双相钢发生屈服后的硬化过程是可动位错在铁素体和马氏体相界面塞积并向马氏体专递应变的结果，足够数量的马氏体产生足够数量的可动位错是双相钢连续屈服和低屈服的必要条件，而淬硬的马氏体是双相钢高加工硬化的必要条件，基于以上原理，合理选择热镀锌双相钢工艺路径是确保获得淬硬马氏体和铁素体与马氏体相界面上大量可动位错的关键。

扫描电镜下工艺路径2的马氏体形貌如图4所示。工艺路径1处理后的双相钢，马氏体的结构仍然为板条状；工艺路径2处理后的双向钢，部分马氏体已经发生了分解，板条结构被破坏，马氏体中聚集的过饱和碳化物开始析出，并形成了球状颗粒。

基于镀锌产线的特殊性，合理的成分设计，运用不同于常规双相钢生产工艺，并获得优异的力学性能成为一种可能。工艺路径1依赖于合理的成分设计和较强的镀后冷却能力，经过短暂“TRIP效应”后，虽然生成了少量贝氏体，但未影响镀后发生的马氏体相变，由于马氏体与铁素体的基本结构没有明显改变，因此双相钢的力学性能变化不大；另外，淬火快冷过程中，硬质的马氏体岛因固溶了过饱和的碳而产生晶格畸变，并与软的铁素体交互作用产生了大量的可动位错，工艺路径1下的材料依然保留这种特征，马氏体岛附近的铁素体区域存在位错缠结。工艺路径2经过中温转变后，虽然获得马氏体，但随后经过感应加热到入锌锅温度，作为强化相的马氏体发生了部分分解，碳化物开始析出，马氏体的晶格畸变开始减小，应力状态发生了一定改变，马氏体的硬度和强度均降低，弱化的马氏体使双相钢的抗拉强度下降；另外，马氏体与铁素体相界面处的大量位错消失，或者重新排列，位错密度减小。

结束语

(1)基于镀锌产线的特殊性，合理的成分设计和较强的设备能力是控制马氏体相变的关键。工艺路径1将马氏体相变移至镀后冷却段，避免了马氏体的回火和性能恶化；双相钢的显微组织变化不大，马氏体具有清晰的亮白圈，马氏体岛内无明显变化，且浮突比较明显。此工艺路径下力学性能达标，且生产工艺符合低成本生产需求。

(2)工艺路径2采用传统的马氏体生产工艺，快速冷却后生成了马氏体，随后经过感应加热，部分马氏体岛发生了分解，板条结构被破坏，边界变得模糊，出现了细小的碳化物颗粒；经过力学性能检验，抗拉强度低于路径1约30 MPa。

(3)此成分设计下工业化生产的590 MPa级双相钢，工艺路径1具有典型的双相钢特性，包括淬硬的马氏体和大量的位错塞积；工艺路径2虽然具备双相钢特性，但部分马氏体已经开始分解，弱化的马氏体析出碳化物，与铁素体之间的大量位错开始消失，偏离了传统意义上双相钢的特性。

文章来源——金属世界