冷轧热镀锌双相钢CGL生产工艺参数最佳化

冷轧热镀锌双相钢CGL生产工艺参数最佳化

1. 前言

当今世界汽车工业在钢板开发方面有两个显著倾向:高强度和高耐蚀性，这和汽车发展的轻量化和高耐蚀性要求相呼应的。重量轻的汽车使得耗油量降低，从而使得驾驶更为经济，同时降低汽车废气对大气环境污染。而高耐蚀性则会提高车的寿命[1]。

通常，对于相同等级车型的汽车，在保证其使用安全性的前提下，降低重量只有通过两个途径来实现。其一是通过采用重量轻但强度高的钢材制造零件和构件来实现。其二是选用钢材之外的其它替代材料，例如塑料和铝。多年研究已证明第一个方案目前更切实可行。另一方面，在满足汽车轻量化的同时，汽车的耐蚀性也成为人们对高档汽车一个日益增长的要求。汽车的使用环境是大气, 大气中含有各种腐蚀介质，因而对汽车构件的侵蚀是不可避免的。金属的涂镀是利用在金属表面形成一层抗腐蚀膜把金属构件与周围环境隔离开来,从而达到对钢铁构件的保护。

双相钢（Dual Phase钢或DP钢）由低碳钢或低合金高强度钢经临界区处理或控制轧制而得到的，微观组织主要由铁素体和马氏体两相所构成[2]。作为汽车用双相钢,马氏体含量通常在10%～20%之间。这种钢具有屈服点低，初始加工硬化速率高以及强度和延性匹配好等特点，已成为一种强度高、冲压成型性能好的新型冲压用钢。它的出现为发展和生产高强度、高延性、低合金高强度钢板开辟出了一条新的途径，因而引起了人们的极大兴趣。目前汽车用双相钢家族包括：热轧双相钢、冷轧双相钢和冷轧热镀锌双相钢。

冷轧热镀锌双相钢的主要生产工艺过程包括：炼钢、热轧、冷轧和CGL(连续热镀锌)。其中CGL包含退火和镀锌两个工序。CGL生产的主要工艺参数包括：退火温度，走带速度和锌锅温度。通常，锌锅温度可调节范围很窄，因而这里对锌锅温度的影响不予讨论。相反，退火温度和走带速度的可调节范围较大，而且对基板的力学性能和组织影响较大。提高退火温度，铁素体向奥氏体转变的速度加快，也即退火温度决定高温奥氏体化的速度，在相同的退火保温时间下，转变得到的奥氏体量增加，奥氏体量增加进而提高快速冷却后所得到的马氏体的量，所以退火温度对CGL后带材组织中马氏体形成具有巨大影响。走带速度既决定临界退火保温时间，也决定退火加热速度和退火后冷却速度，对高温奥氏体化的程度以及确保铁素体～马氏体双相组织的形成具有重大影响。由此可见，最佳化退火温度和走带速度的研究对冷轧热镀锌双相钢生产参数的合理制定是一个有利的技术支持。

2. 实验方法

2.1 材料和实验设备

研究用冷轧热镀锌双相钢来自宝钢现场生产冷轧板，厚度为1.2mm。其主要化学成分为0.12C，0.25Si, 1.35Mn, 0.21Cr加一定量的Mo, Ti和Nb。冷轧压下率为56%。连续热镀锌的热模拟是在ULVA C公司制造的CCT～AW Y薄板连续退火模拟机上进行的。力学性能测量是在Instron拉伸实验机上进行，采用日本50mm标距的JIS5标准试样。

2.2 马氏体体积百分比测量

光学金相试样准备采用常规方法进行，侵蚀采用Lapera染色方法[3]。双相微观结构中，马氏体呈白色，铁素体呈棕色或暗绿色。马氏体体积百分数测量借助于具有图像处理功能的光学显微镜进行的。

2.3 实验方案

锌锅温度在实验中取为常数460℃。根据宝钢1550机组的生产能力并参照文献资料，实验中退火温度选取为760℃、780℃、800℃、820℃和840℃，走带速度选取为50m/min、100m/min、150m/min、200m/min。这基本上覆盖了CGL（连续热镀锌）生产可能选取的范围。在这些工艺条件下，带材在CGL生产行进过程中的热机过程见图1所示，与其相对应的热模拟参数列于表1。这里LS、T an、t an分别表示带速、退火温度、退火保温时间；t OA是进锌锅前均温加在锌锅里停留时间；HR、CR1和CR2则分别表示加热速度、第一冷却速度和第二冷却速度。

图1 CGL生产退火过程示意图

表1 CGL生产过程热模拟参数

3. 实验结果和讨论

3.1 退火温度对力学性能的影响

图2给出了在带速一定情况下，退火温度变化对力学性能的影响，左边坐标轴显示的是强度值（包括抗拉强度和屈服强度），而右边坐标轴显示的是总延伸率和屈强比。

可以看出，随着退火温度的提高，抗拉强度升高，总延伸率虽然有下降的趋势，但非常平缓。其冶金学背景是随着退火温度的提高，在两相区退火过程中所形成的奥氏体量增加，从而引起快速冷却后所形成的马氏体含量增加。由于马氏体属于双相组织中的硬相，也即强化相，因而马氏体量增加势必造成材料的强度提高，塑性降低。

特别值得注意的是屈服强度和屈强比的变化趋势。很明显，当退火温度在760～840℃这段区间里变化时，屈服强度和屈强比开始随退火温度升高而下降，但超过某一温度以后，随着退火温度升高反而上升。最低点大约在800℃左右。其冶金学背景是：退火温度的提高引起临界退火温度区奥氏体量增加，进而引起两个相反效果的变化。其一，快速冷却后所形成的马氏体量增加，基体中由马氏体所诱发的可移动位错密度增加，使得塑性滑移更容易发生，从而使得屈服强度和屈强比降低；其二，新生奥氏体Ｃ浓度降低，造成退火后冷却过程中贝氏体相变区扩大，促进贝氏体相变的进行，相变得到的贝氏体量增加。而贝氏体量增加必然要引起屈服强度和屈强比升高

[4]

。很显然，这是两个截然相反的机制，且同时在起作用。在退火温度低于800℃情况下，前一

机制起主导作用，共同作用的结果使得屈服强度和屈强比降低。而在退火温度高于800℃情况下，后一机制起主导作用，共同作用的结果使得屈服强度和屈强比升高。此外，随着带速提高，该最低点向右边，也即向高的退火温度偏移。以下， YS 、TS 、T 。EL 。和YS/TS 分别代表屈服强度、抗拉强度、总延伸率和屈强比。

图2 退火温度对力学性能的影响

3.2 带速对力学性能的影响

图3给出了在温度一定情况下，带速变化对力学性能的影响，同图2一样，左边坐标轴显示的是强度值（包括抗拉强度和屈服强度），而左边坐标轴显示的是总延伸率和屈强比。

总体上，除了760℃，在所有其它的退火温度，随着带速的提高，抗拉强度都是单调升高的，且升高的趋势也是逐渐增加的。而总延伸率的变化却恰恰相反，随着带速的提高，却是单调下降的。

与此相比，随着带速的提高，屈服强度和屈强比的变化规律相对较为复杂。在760～800℃退火温度区间，随着带速的提高，屈服强度和屈强比都呈现先下降然后再上升的趋势，转折点大约在130m/min。而在800～840℃退火温度区间，屈服强度和屈强比都是单调上升的。