退火溫度和帶速對(duì)980 MPa 級(jí)熱鍍鋅復(fù)相鋼組織及力學(xué)性能的影響

供稿|劉鵬飛，陳宇，楊波，劉宏亮

內(nèi)容導(dǎo)讀 采用奧鋼聯(lián)連退熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)研究不同退火工藝對(duì)980 MPa 級(jí)復(fù)相鋼組織及力學(xué)性能的影響規(guī)律，為該鋼種連退鍍鋅實(shí)際生產(chǎn)機(jī)組的工藝制定以及優(yōu)化提供指導(dǎo)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果驗(yàn)證：980 MPa 級(jí)復(fù)相鋼經(jīng)連退鍍鋅工藝處理后的組織結(jié)構(gòu)為鐵素體、貝氏體和馬氏體。隨著退火溫度的不斷升高，由于過度奧氏體化使得實(shí)驗(yàn)鋼組織的馬氏體含量先升高后降低，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先降低后升高趨勢(shì)。退火溫度為800 ℃ 及以上時(shí)，組織比較均勻且可以獲得抗拉強(qiáng)度大于980 MPa 的復(fù)相鋼。帶鋼運(yùn)行速度從60 提高到80 m/min，馬氏體體積分?jǐn)?shù)呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢(shì)，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度不斷提高，抗拉強(qiáng)度先升高后降低。

隨著汽車輕量化以及高安全性的提出，先進(jìn)高強(qiáng)度和超高強(qiáng)度鋼板在汽車上的需求逐年增多[1-2]，代表鋼種有雙相鋼、復(fù)相鋼、相變誘導(dǎo)塑性鋼、馬氏體鋼以及淬火分配鋼等[3]，其中復(fù)相鋼具有較高的能量吸收能力和良好的成型、焊接性能，同時(shí)具有擴(kuò)孔、彎曲性能高等優(yōu)點(diǎn)[4-5]，特別適合于制作汽車的車門防撞桿、保險(xiǎn)杠和B 立柱等安全件，在汽車行業(yè)中具有廣闊的市場(chǎng)前景。本文主要以熱鍍鋅用980 MPa 級(jí)的復(fù)相鋼為研究對(duì)象，在保證化學(xué)成分、熱軋工藝相同情況下，以本鋼實(shí)際產(chǎn)線生產(chǎn)的冷硬板為原料，結(jié)合組織和力學(xué)性能測(cè)試，重點(diǎn)探討連退鍍鋅工藝參數(shù)中退火溫度和帶鋼運(yùn)行速度對(duì)980 MPa 級(jí)熱鍍鋅復(fù)相鋼的影響規(guī)律。

實(shí)驗(yàn)材料與方法

本實(shí)驗(yàn)選用厚度為2.1 mm 的CP980 冷軋后未進(jìn)行退火處理的冷硬鋼板，化學(xué)成分設(shè)計(jì)如表1 所示。鋼板經(jīng)過轉(zhuǎn)爐冶煉，爐外精煉，連鑄成230 mm厚板坯，再經(jīng)過熱軋成4.0 mm 熱軋?jiān)?，熱軋板?jīng)酸洗后冷軋成2.1 mm，冷軋壓下率為60%。將工業(yè)化生產(chǎn)的冷硬鋼板加工切割成450 mm×150 mm×2.1 mm 熱模擬實(shí)驗(yàn)鋼板，采用奧鋼聯(lián)熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行連退鍍鋅熱模擬實(shí)驗(yàn)。模擬后的鋼板分別加工制備成金相試樣和標(biāo)準(zhǔn)拉伸A50 試樣，采用型號(hào)為OLYMPUS-BX51 的金相顯微鏡以及型號(hào)為EVO50的掃描電鏡進(jìn)行微觀組織形貌的觀察分析。力學(xué)性能檢測(cè)采用國標(biāo)GB/T228—2010《金屬材料室溫拉伸實(shí)驗(yàn)方法》，使用CMT30 噸微機(jī)控制電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

退火溫度的影響

熱模擬鍍鋅工藝流程為：首先將試樣加熱到780～860 ℃，保溫一定時(shí)間后以一定的冷卻速率緩慢冷卻至一定溫度后快速冷卻至入鋅鍋溫度460 ℃（連退鍍鋅帶鋼出退火爐后進(jìn)入鋅鍋的溫度為460 ℃），等溫一定時(shí)間后空冷至室溫，具體的工藝參數(shù)如表2 所示。

表2 試樣熱模擬參數(shù)的設(shè)定

對(duì)不同均熱溫度下的實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行光學(xué)微觀組織和掃描電子顯微鏡形貌觀察，如圖1 所示。從圖1 可以看出，在不同溫度下，實(shí)驗(yàn)鋼的組織均為鐵素體（灰色）+貝氏體（黑色）+馬氏體（白色）三相組織，根據(jù)國標(biāo)GB/T18876.1—2002 測(cè)得馬氏體體積分?jǐn)?shù)依次為40%，44%，34%，20%。均熱溫度為780 ℃ 時(shí)，組織中觀察到條帶狀鐵素體存在；均熱溫度提高到800 ℃，組織均勻性提高，帶狀組織消失，并觀察到有細(xì)小碳化物顆粒析出，且由于在兩相區(qū)加熱奧氏體含量增多，快冷段會(huì)形成更多的馬氏體[6]。隨著均熱溫度的進(jìn)一步升高到840 和860 ℃，組織中馬氏體尺寸明顯增大，且由于奧氏體化程度增大使得奧氏體中的碳含量和合金元素含量明顯減少，導(dǎo)致奧氏體的穩(wěn)定性和淬透性降低，快冷過程中過冷奧氏體更容易生成貝氏體組織，使得馬氏體含量減少，貝氏體含量增多[7]。

圖1 復(fù)相鋼不同退火溫度的組織：(a,b) 780 ℃；(c,d) 800 ℃；(e,f)840 ℃；(g,h) 860 ℃

通過圖2 熱模擬結(jié)果觀察發(fā)現(xiàn)，隨著均熱溫度的升高，屈服強(qiáng)度呈先降低后升高的趨勢(shì)，從731 變化到683 MPa；抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度變化趨勢(shì)一致，從1095 變化到1030 MPa；由于本實(shí)驗(yàn)中拉伸過程中試樣斷裂位置均斷在標(biāo)距外，因此延伸率不予考慮。均熱溫度從780 升高到800 ℃，組織中馬氏體的含量雖然提高，但800 ℃ 時(shí)組織中觀察到有細(xì)小的碳化物析出消耗了實(shí)驗(yàn)鋼中的一部分碳，使得強(qiáng)度減?。浑S著均熱溫度的進(jìn)一步提高，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)從44%降低到34%，強(qiáng)度繼續(xù)減?。划?dāng)均熱溫度提高到860 ℃ 時(shí)，雖然馬氏體體積分?jǐn)?shù)降低到20%，但是由于溫度升高，在相同的緩冷溫度下使得軟相鐵素體含量明顯減少，硬相馬氏體和貝氏體總的含量增多，如圖1(h)所示，因此屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度略有提高。綜合不同溫度下的組織和力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果，最終確定800 ℃ 為標(biāo)準(zhǔn)均熱溫度進(jìn)行下一步的研究。

圖2 均熱溫度與復(fù)相鋼的力學(xué)性能關(guān)系曲線

帶鋼運(yùn)行速度的影響

設(shè)置均熱溫度800 ℃，緩冷溫度710 ℃，快冷出口溫度460 ℃，帶鋼運(yùn)行速度分別為60、70、和80 m/min。圖3 為帶鋼不同運(yùn)行速度下的微觀組織，測(cè)得其馬氏體體積分?jǐn)?shù)分別為33%、37%。帶速為80 m/min 對(duì)應(yīng)的微觀組織如前面所述圖1(c)和1(d)所示。通過圖4 熱模擬結(jié)果觀察發(fā)現(xiàn)，隨著帶鋼運(yùn)行速度的提高，屈服強(qiáng)度呈不斷升高的趨勢(shì)，從636 升高到691 MPa，抗拉強(qiáng)度呈先升高后降低的趨勢(shì)，從1055 MPa 變化到1050 MPa。隨著帶鋼運(yùn)行速度提高，奧氏體形核率增加，阻礙了晶粒長大，原奧氏體晶粒不斷細(xì)化，在后續(xù)冷卻過程中使鋼中的組織更加細(xì)小，從而使屈服強(qiáng)度提高；復(fù)相鋼的抗拉強(qiáng)度主要取決于硬相馬氏體、貝氏體的比例[4]，隨著帶鋼運(yùn)行速度的提高，帶鋼在快冷段的時(shí)間縮短，冷卻速率增加[8]，組織中的馬氏體體積分?jǐn)?shù)不斷升高（33%、37%和44%），但是帶鋼在均熱段保溫時(shí)間也會(huì)縮短，使得奧氏體化程度減小，在冷卻過程中第二相總的含量（馬氏體、貝氏體）會(huì)不斷減少，即硬相貝氏體含量會(huì)相應(yīng)減少，導(dǎo)致帶速為80 m/min 時(shí)硬相貝氏體和馬氏體對(duì)抗拉強(qiáng)度影響的綜合作用效果減弱，抗拉強(qiáng)度略有下降。

圖3 復(fù)相鋼不同帶速下的微觀組織：(a) 60 m/min；(b) 70 m/min

圖4 帶速與復(fù)相鋼的力學(xué)性能關(guān)系曲線

結(jié)論

（1）980 MPa 級(jí)復(fù)相鋼經(jīng)熱鍍鋅工藝處理后組織結(jié)構(gòu)為鐵素體、貝氏體和馬氏體。退火溫度從780 提高到860 ℃ 過程中，復(fù)相鋼中馬氏體含量先升高后降低。當(dāng)退火溫度為800 ℃ 及以上時(shí)，組織均勻且可以獲得980 MPa 級(jí)以上的熱鍍鋅復(fù)相鋼。

（2）隨著實(shí)驗(yàn)鋼的運(yùn)行速度從60 增加到80 m/min，組織中的馬氏體呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢(shì)，屈服強(qiáng)度不斷提高，抗拉強(qiáng)度先增大后減小。