劉鵬飛， 楊 波， 陳 宇， 劉宏亮

(鞍鋼集團鋼鐵研究院本鋼技術中心， 遼寧 本溪 117000)

安全、環(huán)保、節(jié)能成為當前汽車制造業(yè)的發(fā)展趨勢，生產(chǎn)超高強度鋼(抗拉強度大于780 MPa)能夠在不降低汽車安全性的前提下減輕質量，已成為汽車行業(yè)大力發(fā)展的目標[1]。先進高強鋼包括雙相鋼、復相鋼、相變誘導塑性鋼、QP鋼、馬氏體鋼和熱沖壓成形鋼，其中雙相鋼具有屈強比低、高撞擊吸收能和良好的成形性能等優(yōu)點[2]，特別適合于制作汽車的結構件和防撞件，市場前景廣闊。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)線設備特點，緩冷段較短，緩冷溫度隨均熱溫度和帶速的變化而調整。帶鋼入鋅鍋溫度受熱鍍鋅機組在線鋅鍋影響需保持在460 ℃左右。本文根據(jù)熱鍍鋅機組實際參數(shù)，模擬研究均熱溫度和快冷出口溫度對980 MPa級熱鍍鋅雙相鋼組織和力學性能的影響，以期對該鋼種連退鍍鋅工藝的制定及優(yōu)化提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗鋼的化學成分設計如表1所示。試驗鋼經(jīng)過轉爐冶煉，爐外精煉，連鑄制備成230 mm厚板坯，再經(jīng)過熱軋制備成3.0 mm厚熱軋原料，熱軋板經(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試驗料片，采用奧鋼聯(lián)熱模擬試驗機進行連退鍍鋅熱模擬試驗。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 第1部分：室溫試驗方法》，使用CMT30噸微機控制電子萬能試驗機進行力學性能測試。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(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 試驗結果與分析

2.1 均熱溫度對雙相鋼的影響

考慮到熱鍍鋅機組實際產(chǎn)線的設備能力，熱模擬試驗設定均熱溫度區(qū)間800～840 ℃，具體為800、820和840 ℃。試驗鋼運行速度設定為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，鍍鋅時間為17 s，最后空冷至室溫模擬連退鍍鋅過程。對不同均熱溫度下的試驗鋼進行微觀組織觀察，見圖1。在不同均熱溫度下，試驗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《應用自動圖像分析測定鋼和其他金屬中金相組織、夾雜物含量和級別的標準試驗方法 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測定》測得馬氏體體積分數(shù)分別為34%、41%和45%。

由圖2可見，隨著均熱溫度的升高，熱鍍鋅雙相鋼的屈服強度和屈強比呈不斷增加的趨勢；抗拉強度呈先增加而后略微下降的趨勢，在820 ℃達到最大值1002 MPa；斷后伸長率變化不明顯，在8%～9%范圍內波動。均熱溫度從800 ℃提高到820 ℃，奧氏體含量增多，冷卻過程中，過冷奧氏體轉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位錯密度增加[3]，從而使得可動位錯線長度減小。當在外力作用下位錯發(fā)生滑移時，滑移阻力增加，從而造成屈服強度的增加。隨著均熱溫度進一步升高到840 ℃，奧氏體化更加充分，奧氏體中的碳濃度降低，且由于試驗鋼的碳含量較低(≤0.10)，導致快冷過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度主要取決于馬氏體的比例以及其中的碳含量[6]，導致試驗鋼的抗拉強度略微降低。從不同均熱溫度下的力學性能結果可得出，840 ℃下的綜合力學性能最佳，后續(xù)的模擬快冷出口溫度工藝也將在均熱溫度為840 ℃的基礎上進行。

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

對試驗鋼的拉伸斷口進行觀察(見圖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，對其進行EDS分析，顯示含有Nb、Ti、C、N的峰。

圖3 均熱溫度為820 ℃時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 快冷出口溫度對雙相鋼的影響

考慮到熱鍍鋅機組設備能力以及快冷出口溫度過高會影響表面質量[7]，設定快冷出口溫度為340～480 ℃，具體為340、370、400、430、460和480 ℃。熱模擬試驗設定均熱溫度為840 ℃，試驗鋼運行速度為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，鍍鋅時間為17 s，最后空冷至室溫模擬連退鍍鋅過程。圖4為不同快冷出口溫度下熱鍍鋅雙相鋼的力學性能。可見，隨著快冷出口溫度的升高，熱鍍鋅雙相鋼的屈服強度先降低后升高，抗拉強度先升高后降低而后又升高，斷后伸長率先保持大致平穩(wěn)然后迅速降低，屈強比變化較平穩(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，測得馬氏體體積分數(shù)分別為33%、36%、32%、33%、45%和45%?？炖涑隹跍囟葹?40 ℃和370 ℃時，如圖5(a，b)所示，組織中馬氏體回火分解明顯，馬氏體邊緣結構相對模糊，同時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運動的阻力，導致這兩種溫度下屈服強度較高。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，當快冷出口溫度為430 ℃時，如圖5(d)所示，鐵素體內部較為純凈，碳化物析出量較少，屈服強度降低。針對快冷出口溫度設置為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，將會使快冷段形成的馬氏體含量增多，從而使強度升高；另一方面，快冷出口溫度過低會造成快冷段形成的馬氏體在入鋅鍋溫度為460 ℃時發(fā)生回火分解的程度加劇，引起馬氏體量減少并發(fā)生軟化導致強度下降，因此在340～430 ℃溫度范圍內必然存在一個溫度平衡點，使試驗鋼的抗拉強度達到最大。從本文的結果看，當快冷出口溫度為400 ℃時，抗拉強度達到了峰值925 MPa，斷后伸長率為15%，強塑積達到了最大值13.9 GPa·%。當快冷出口溫度為460 ℃和480 ℃時，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，導致屈服強度和抗拉強度提高，斷后伸長率下降。

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 結論

1) 980 MPa級雙相鋼經(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數(shù)呈不斷增大的趨勢，屈服強度和屈強比不斷提高。

2) 快冷出口溫度從340 ℃升高到430 ℃，馬氏體發(fā)生回火分解，降低了試驗鋼的屈服強度，同時改善了伸長率。當快冷出口溫度為400 ℃時，強塑積達到最大值13.9 GPa·%。

3) 當均熱溫度為840 ℃，緩冷溫度為750 ℃，快冷出口溫度為460～480 ℃時，試驗鋼抗拉強度達到了980 MPa級以上。