退火工藝對(duì)980 MPa級(jí)熱鍍鋅雙相鋼組織及性能的影響

劉鵬飛， 楊 波， 陳 宇， 劉宏亮

(鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院本鋼技術(shù)中心， 遼寧 本溪 117000)

安全、環(huán)保、節(jié)能成為當(dāng)前汽車(chē)制造業(yè)的發(fā)展趨勢(shì)，生產(chǎn)超高強(qiáng)度鋼(抗拉強(qiáng)度大于780 MPa)能夠在不降低汽車(chē)安全性的前提下減輕質(zhì)量，已成為汽車(chē)行業(yè)大力發(fā)展的目標(biāo)[1]。先進(jìn)高強(qiáng)鋼包括雙相鋼、復(fù)相鋼、相變誘導(dǎo)塑性鋼、QP鋼、馬氏體鋼和熱沖壓成形鋼，其中雙相鋼具有屈強(qiáng)比低、高撞擊吸收能和良好的成形性能等優(yōu)點(diǎn)[2]，特別適合于制作汽車(chē)的結(jié)構(gòu)件和防撞件，市場(chǎng)前景廣闊。熱鍍鋅工藝參數(shù)主要包括均熱溫度、緩冷溫度、快冷出口溫度、入鋅鍋溫度等?；跓徨冧\生產(chǎn)線設(shè)備特點(diǎn)，緩冷段較短，緩冷溫度隨均熱溫度和帶速的變化而調(diào)整。帶鋼入鋅鍋溫度受熱鍍鋅機(jī)組在線鋅鍋影響需保持在460 ℃左右。本文根據(jù)熱鍍鋅機(jī)組實(shí)際參數(shù)，模擬研究均熱溫度和快冷出口溫度對(duì)980 MPa級(jí)熱鍍鋅雙相鋼組織和力學(xué)性能的影響，以期對(duì)該鋼種連退鍍鋅工藝的制定及優(yōu)化提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分設(shè)計(jì)如表1所示。試驗(yàn)鋼經(jīng)過(guò)轉(zhuǎn)爐冶煉，爐外精煉，連鑄制備成230 mm厚板坯，再經(jīng)過(guò)熱軋制備成3.0 mm厚熱軋?jiān)?，熱軋板?jīng)酸洗后冷軋成1.2 mm厚，冷軋壓下率為60%。將工業(yè)化生產(chǎn)的冷硬板加工成450 mm×150 mm×1.2 mm試驗(yàn)料片，采用奧鋼聯(lián)熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行連退鍍鋅熱模擬試驗(yàn)。熱模擬后的板料分別制備成金相試樣和拉伸試樣，采用OLYMPUS-BX51型光學(xué)顯微鏡以及EVO50型掃描電鏡觀察組織和斷口形貌。依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，使用CMT30噸微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 不同均熱溫度下熱鍍鋅雙相鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the hot dip galvanized dual-phase steel at different soaking temperatures(a,b) 800 ℃; (c,d) 820 ℃; (e,f) 840 ℃

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 均熱溫度對(duì)雙相鋼的影響

考慮到熱鍍鋅機(jī)組實(shí)際產(chǎn)線的設(shè)備能力，熱模擬試驗(yàn)設(shè)定均熱溫度區(qū)間800～840 ℃，具體為800、820和840 ℃。試驗(yàn)鋼運(yùn)行速度設(shè)定為100 m/min，保溫72 s后以9 ℃/s的冷速冷至710～750 ℃，再以24～28 ℃/s的冷速快速冷卻至460 ℃，等溫45 s后入鋅鍋，鍍鋅時(shí)間為17 s，最后空冷至室溫模擬連退鍍鋅過(guò)程。對(duì)不同均熱溫度下的試驗(yàn)鋼進(jìn)行微觀組織觀察，見(jiàn)圖1。在不同均熱溫度下，試驗(yàn)鋼的組織均為鐵素體+馬氏體兩相組織，馬氏體主要呈島狀彌散分布于鐵素體基體中，根據(jù)GB/T 18876.1—2002《應(yīng)用自動(dòng)圖像分析測(cè)定鋼和其他金屬中金相組織、夾雜物含量和級(jí)別的標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法 第1部分：鋼和其他金屬中夾雜物或第二相組織含量的圖像分析與體視學(xué)測(cè)定》測(cè)得馬氏體體積分?jǐn)?shù)分別為34%、41%和45%。

由圖2可見(jiàn)，隨著均熱溫度的升高，熱鍍鋅雙相鋼的屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比呈不斷增加的趨勢(shì)；抗拉強(qiáng)度呈先增加而后略微下降的趨勢(shì)，在820 ℃達(dá)到最大值1002 MPa；斷后伸長(zhǎng)率變化不明顯，在8%～9%范圍內(nèi)波動(dòng)。均熱溫度從800 ℃提高到820 ℃，奧氏體含量增多，冷卻過(guò)程中，過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變成更多的馬氏體組織，鋼中的馬氏體含量增加，使得鐵素體中由于馬氏體相變膨脹生成的可動(dòng)位錯(cuò)密度增加[3]，從而使得可動(dòng)位錯(cuò)線長(zhǎng)度減小。當(dāng)在外力作用下位錯(cuò)發(fā)生滑移時(shí)，滑移阻力增加，從而造成屈服強(qiáng)度的增加。隨著均熱溫度進(jìn)一步升高到840 ℃，奧氏體化更加充分，奧氏體中的碳濃度降低，且由于試驗(yàn)鋼的碳含量較低(≤0.10)，導(dǎo)致快冷過(guò)程中馬氏體中碳含量降低[4-5]，雖然該溫度下馬氏體含量較多，但是雙相鋼的抗拉強(qiáng)度主要取決于馬氏體的比例以及其中的碳含量[6]，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度略微降低。從不同均熱溫度下的力學(xué)性能結(jié)果可得出，840 ℃下的綜合力學(xué)性能最佳，后續(xù)的模擬快冷出口溫度工藝也將在均熱溫度為840 ℃的基礎(chǔ)上進(jìn)行。

圖2 不同均熱溫度下熱鍍鋅雙相鋼的力學(xué)性能Fig.2 Mechanical properties of the hot dip galvanized dual-phase steel at different soaking temperatures

對(duì)試驗(yàn)鋼的拉伸斷口進(jìn)行觀察(見(jiàn)圖3)，發(fā)現(xiàn)具有明顯特征的韌窩狀花樣，屬于韌性斷裂，并在韌窩中觀察到小顆粒析出，對(duì)其進(jìn)行EDS分析，顯示含有Nb、Ti、C、N的峰。

圖3 均熱溫度為820 ℃時(shí)熱鍍鋅雙相鋼的拉伸斷口形貌及EDS分析Fig.3 Tensile fracture morphology and EDS analysis of the hot dip galvanized dual-phase steel at soaking temperature of 820 ℃

2.2 快冷出口溫度對(duì)雙相鋼的影響

考慮到熱鍍鋅機(jī)組設(shè)備能力以及快冷出口溫度過(guò)高會(huì)影響表面質(zhì)量[7]，設(shè)定快冷出口溫度為340～480 ℃，具體為340、370、400、430、460和480 ℃。熱模擬試驗(yàn)設(shè)定均熱溫度為840 ℃，試驗(yàn)鋼運(yùn)行速度為100 m/min，保溫72 s后以9 ℃/s的冷卻速率冷至750 ℃，再以26～39 ℃/s的冷卻速率冷卻至快冷段，等溫45 s后入鋅鍋，鍍鋅時(shí)間為17 s，最后空冷至室溫模擬連退鍍鋅過(guò)程。圖4為不同快冷出口溫度下熱鍍鋅雙相鋼的力學(xué)性能。可見(jiàn)，隨著快冷出口溫度的升高，熱鍍鋅雙相鋼的屈服強(qiáng)度先降低后升高，抗拉強(qiáng)度先升高后降低而后又升高，斷后伸長(zhǎng)率先保持大致平穩(wěn)然后迅速降低，屈強(qiáng)比變化較平穩(wěn)，從0.63變化到0.56。

圖4 不同快冷出口溫度下熱鍍鋅雙相鋼的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of the hot dip galvanized dual-phase steel at different rapid cooling outlet temperatures

圖5為不同快冷出口溫度下熱鍍鋅雙相鋼的SEM照片，發(fā)現(xiàn)組織均為鐵素體和彌散分布的馬氏體，并伴有顆粒狀碳化物析出，測(cè)得馬氏體體積分?jǐn)?shù)分別為33%、36%、32%、33%、45%和45%?？炖涑隹跍囟葹?40 ℃和370 ℃時(shí)，如圖5(a，b)所示，組織中馬氏體回火分解明顯，馬氏體邊緣結(jié)構(gòu)相對(duì)模糊，同時(shí)可觀察到少部分回火馬氏體已分解為顆粒狀滲碳體[8]，其主要分布于鐵素體基體和馬氏體內(nèi)部，少量分布于鐵素體與馬氏體相界面處，碳化物的析出提高了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，導(dǎo)致這兩種溫度下屈服強(qiáng)度較高。隨著快冷出口溫度的升高，如圖5(c，d)所示，組織中馬氏體形態(tài)愈發(fā)清晰，當(dāng)快冷出口溫度為430 ℃時(shí)，如圖5(d)所示，鐵素體內(nèi)部較為純凈，碳化物析出量較少，屈服強(qiáng)度降低。針對(duì)快冷出口溫度設(shè)置為340～430 ℃，如果快冷出口溫度降低，在相同的緩冷溫度下，快冷段的冷卻速率增加，將會(huì)使快冷段形成的馬氏體含量增多，從而使強(qiáng)度升高；另一方面，快冷出口溫度過(guò)低會(huì)造成快冷段形成的馬氏體在入鋅鍋溫度為460 ℃時(shí)發(fā)生回火分解的程度加劇，引起馬氏體量減少并發(fā)生軟化導(dǎo)致強(qiáng)度下降，因此在340～430 ℃溫度范圍內(nèi)必然存在一個(gè)溫度平衡點(diǎn)，使試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大。從本文的結(jié)果看，當(dāng)快冷出口溫度為400 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到了峰值925 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為15%，強(qiáng)塑積達(dá)到了最大值13.9 GPa·%。當(dāng)快冷出口溫度為460 ℃和480 ℃時(shí)，如圖5(e，f)所示，組織中馬氏體的形態(tài)從粗大不規(guī)則的塊狀變成島狀，且馬氏體含量明顯增多，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度提高，斷后伸長(zhǎng)率下降。

圖5 不同快冷出口溫度下熱鍍鋅雙相鋼的SEM照片F(xiàn)ig.5 SEM images of the hot dip galvanized dual-phase steel at different rapid cooling outlet temperatures(a) 340 ℃; (b) 370 ℃; (c) 400 ℃; (d) 430 ℃; (e) 460 ℃; (f) 480 ℃

3 結(jié)論

1) 980 MPa級(jí)雙相鋼經(jīng)熱鍍鋅工藝處理后組織為鐵素體+馬氏體。隨著均熱溫度的升高，雙相鋼中馬氏體體積分?jǐn)?shù)呈不斷增大的趨勢(shì)，屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比不斷提高。

2) 快冷出口溫度從340 ℃升高到430 ℃，馬氏體發(fā)生回火分解，降低了試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度，同時(shí)改善了伸長(zhǎng)率。當(dāng)快冷出口溫度為400 ℃時(shí)，強(qiáng)塑積達(dá)到最大值13.9 GPa·%。

3) 當(dāng)均熱溫度為840 ℃，緩冷溫度為750 ℃，快冷出口溫度為460～480 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度達(dá)到了980 MPa級(jí)以上。