熱鍍鋅工藝對高Si系DH780鋼力學性能及顯微組織的影響

王建平, 富聿晶, 左遠鴻

(1. 營口理工學院 材料科學與工程學院, 遼寧 營口 115014;2. 鞍鋼集團鋼鐵研究院 本鋼技術中心, 遼寧 本溪 117000; 3. 本鋼集團有限公司 熱連軋廠, 遼寧 本溪 117022)

隨著車身材料對安全及環保要求的提高,材料的防腐性能及強度成為了汽車企業對供汽車鋼材關注的熱點問題,熱鍍鋅雙相鋼因為具有較好的防腐性能同時兼具良好的成形性能成為了目前車身輕量化材料的主力軍,根據汽車輕量化聯盟統計部分車型中熱鍍鋅雙相鋼占車身高強鋼的47%以上[1-3]。但隨著熱鍍鋅雙相鋼強度級別的不斷提升,對于復雜零件出現了沖壓問題,隨即國內一些先進鋼鐵企業開展了增塑性雙相鋼(DH鋼)的研發工作[4],其中首鋼、寶鋼相繼公布了其成功開發DH系列材料[5-6],目前DH鋼主要通過添加Al或者Si以及一定量Nb來實現材料的強塑積。本文主要通過添加Si元素以及適量Nb元素來實現材料的綜合性能,并對材料熱鍍鋅工藝進行了相關實驗室研究[7-9]。

1 試驗材料與檢測方法

1.1 試驗材料制備

試驗材料在本鋼中試基地進行小爐冶煉,冶煉鋼錠為150 kg,并進行了刨皮、鍛坯、熱軋以及冷軋處理,材料主要為C-Mn-Si-Nb復合強化,其名義化學成分見表1所示。鍛坯尺寸為36 mm(厚度)×170 mm(寬度)×80 mm(長度),熱軋厚度為2.5 mm,冷軋厚度為1.4 mm。

表1 熱鍍鋅780 MPa級增塑性雙相鋼的名義化學成分(質量分數,%)

針對該成分體系下材料進行了相變模擬計算,采用JMatpro軟件對材料相變過程進行了模擬計算,繪制了該成分體系下材料的CCT曲線,從而指導試驗過程中參數的設定。模擬結果如圖1所示,可以看出材料在穩態下的馬氏體轉變開始溫度為394.8 ℃。

圖1 試驗鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of the tested steel

1.2 工藝參數的設定

熱鍍鋅模擬試驗主要對工藝速度、緩冷溫度、快冷出口溫度、入鍋溫度等工藝參數進行研究,其中材料DH780+Z熱鍍鋅退火采用兩相區退火[10],冷卻段主要包括緩冷段以及快冷段,工藝參數主要包括緩冷溫度以及快冷出口溫度,熱鍍鋅工藝制度如圖2所示。

圖2 熱模擬試驗中各段工藝參數示意圖Fig.2 Schematic diagram of process parameters of each stage in thermal simulation experiment

工藝速度與各段溫度參數決定了材料冷卻過程中的冷卻速率,冷卻速率決定了材料中顯微組織組成,對材料性能起著至關重要的作用[11],本文主要針對緩冷溫度、快冷出口溫度進行研究,控制其他參數基本不變,具體工藝參數如表2所示。

表2 熱鍍鋅工藝參數

2 試驗結果與分析

2.1 緩冷溫度試驗分析

針對不同緩冷試驗材料,利用Zwick 電子拉伸機對其屈服強度、抗拉強度及斷后伸長率進行了檢測,并利用掃描電鏡對材料進行顯微組織分析,可以發現,隨著緩冷溫度的降低,材料屈服強度逐漸降低,從屈服強度479 MPa降至437 MPa,當緩冷溫度選取740、720 ℃時,材料抗拉強度基本維持不變,但當緩冷溫度選取700 ℃時,試樣的屈服強度及抗拉強度出現了明顯的降低,抗拉強度較740 ℃緩冷的試樣降低24 MPa,具體性能如表3所示。

表3 不同緩冷溫度下試樣的力學性能

針對不同緩冷溫度下試樣進行顯微組織分析,見圖3,顯微組織分析結果如表4所示,從結果可以看出,隨著緩冷溫度的降低,材料中鐵素體含量增加,同時可以看出,由于緩冷溫度的降低,材料在快冷段冷速也降低,由于當緩冷溫度設定為700 ℃時,快冷段冷速已經降至25.3 ℃/s,快冷段冷速的降低導致材料中出現了微量的貝氏體,造成材料中馬氏體含量降低,從而造成材料強度下降[12-14]。

圖3 不同緩冷溫度下試樣的顯微組織(a)740 ℃,1號樣; (b)720 ℃,2號樣; (c)700 ℃,3號樣Fig.3 Microstructure of the specimens at different slow cooling temperatures(a) 740 ℃,specimen 1; (b) 720 ℃,specimen 2; (c) 700 ℃,specimen 3

表4 不同緩冷溫度下試樣的組織及相比例分析結果

2.2 快冷出口溫度試驗分析

針對不同快冷出口溫度試驗材料同樣進行了力學性能檢測及掃描電鏡顯微組織分析,可以從試驗結果發現,當材料快冷出口溫度選擇460 ℃、350 ℃時,材料的抗拉強度較高,主要由于材料在快冷至460 ℃時進入均衡段保持溫度,在此期間材料中奧氏體淬透性得到提高,可以在鍍鋅處理后的終冷段獲得大量的馬氏體,從而獲得較好的強度級別,即傳統的“鍍后馬氏體”工藝,而材料快冷出口溫度設定為350 ℃時,材料獲得了較大的冷速,在鍍鋅前獲得了大量馬氏體及少量殘留奧氏體,從而保證了材料在獲得較高強度的同時兼具優異的延伸性能,即“鍍前馬氏體”工藝[14-16]。

具體結果見圖4,快冷出口溫度選擇400 ℃時材料性能性能出現軟點,材料抗拉強度低于標準值,而當快冷出口溫度設定為460 ℃時,材料獲得較好的強度級別,但材料斷后伸長率較低,當材料快冷出口溫度為350 ℃時,材料獲得較好的強塑積,在與2號試樣強度級別一致的情況下,其斷后伸長率較2號試樣高4.5%,所以材料熱鍍鋅工藝應選擇“鍍前馬氏體”工藝,采用快冷冷卻至350 ℃時,材料獲得了良好的綜合性能。

圖4 不同快冷出口溫度下試樣的力學性能Fig.4 Mechanical properties of the specimens at different rapid cooling outlet temperatures

對不同快冷出口溫度下試樣進行了顯微組織分析,分析結果見圖5及表5,熱鍍鋅工藝中其他溫度保持一致情況下,材料在冷卻前期鐵素體和馬氏體比例具有一致性,當材料采用不同快冷出口溫度決定了材料最終的組織組成情況,當快冷出口溫度采用460 ℃時材料組織中主要為F+M組成,主要是因為在460 ℃保溫過程中奧氏體中合金元素富集,具有了較好的淬透性,使得材料在鍍鋅處理后終冷過程中得到馬氏體;而快冷出口溫度采用400 ℃時,材料的冷卻速率并未得到顯著提升,而400 ℃正處于相變曲線的貝氏體轉變區,使材料中獲得了少量的貝氏體,從而造成材料在冷卻過程中馬氏體含量不足;當快冷出口溫度為350 ℃時,材料由于冷速的提高以及快冷出口溫度的降低,使得材料中獲得了馬氏體以及殘留奧氏體組織,使材料在獲得較高強度的同時獲得良好的斷后伸長率。

圖5 不同快冷出口溫度下試樣的顯微組織(a)460 ℃,2號樣;(b)400 ℃,4號樣;(c)350 ℃,5號樣Fig.5 Microstructure of the specimens at different rapid cooling outlet temperatures(a) 460 ℃,specimen 2; (b) 400 ℃,specimen 4; (c) 350 ℃,specimen 5

表5 不同快冷出口溫度下試樣的組織及相比例分析結果

3 結論

1) 熱鍍鋅工藝中緩冷溫度對材料中鐵素體含量影響較大,隨著緩冷溫度的降低,材料中鐵素體含量升高,同時緩冷溫度提高會提高材料的屈服強度,考慮增塑性雙相鋼應具有較低屈強比的特性,材料在生產過程中不易將緩冷溫度設定過高。

2) 熱鍍鋅工藝中快冷出口溫度決定了熱鍍鋅增塑性雙相鋼最終顯微組織,當采用460 ℃時,材料具有較好的強度級別,組織中沒有殘留奧氏體,無法獲得較好的斷后伸長率,當快冷出口溫度降低至350 ℃時,材料獲得了F+M+A組織,使材料具有良好的強塑積。

3) 該含Si系熱鍍鋅DH780鋼成分體系下緩冷溫度選擇720 ℃、快冷出口溫度選擇350 ℃時,材料具有較好的性能指標。