分享：冷轧激光焊接DP780高铝双相带钢表面印迹产生原因
刘 颖1,周朝刚2,3,汪云辉4,王书桓2,3,艾立群2,3,王海龙4
(1.唐山科技职业技术学院,唐山 063009;2.华北理工大学冶金与能源学院,唐山 063009; 3.唐山市特种冶金及材料制备重点实验室,唐山 063009;4.河钢集团唐钢公司技术中心,唐山 063016)
摘 要:DP780高铝(铝质量分数在0.55%~0.70%)双相钢经热轧、头尾激光焊接、酸洗、冷轧 后,其带钢表面出现印迹,通过显微组织、化学成分和硬度分析研究了印迹产生原因。结果表明:在 DP780双相钢焊接过程中,焊缝金属中的铝元素发生氧化形成氧化铝,氧化铝未能在酸洗中有效 清除;在冷轧时硬质氧化铝造成工作辊损伤,从而在带钢表面形成印迹。提高焊接速度、酸液浓度 和酸洗温度能完全消除带钢表面印迹。
关键词:高铝双相钢;激光焊接;酸洗;焊缝氧化 中图分类号:TG460 文献标志码:B 文章编号:1000-3738(2021)02-0096-06
0 引 言
轻量化和节能降耗是近年来汽车行业发展的主 要趋势。780 MPa级高强双相钢具有高强度和高 塑性,能够满足轻质高强的要求,因此逐渐成为汽车 用主要钢种之一[1-2]。高强双相钢的显微组织主要 由铁素体和马氏体组成,为了满足高强度和两相组 织要求,在成分设计时常添加锰、铬、铝、硅、钼和铌 等合金元素。铝元素在炼钢过程中起到脱氧作用, 其在常规双相钢中的质量分数一般在0.05%以内; 硅元素主要在退火过程中起到净化铁素体的作用, 其质量分数在1.0%左右。高硅含量双相钢的成本 较低,但是在热轧过程中其带钢表面会形成铁橄榄 石,增大酸洗难度[3],因此在成分设计时一般会以铝 代硅,并且铝含量的提高还能够起到延迟渗碳体形 成、提高奥氏体中碳含量、增强奥氏体稳定性从而提 高带钢强度的作用。卢淋等[4]通过以铝代硅成功开发出1000MPa级高铝热镀锌双相钢。邓照军等[5] 研究了退火温度对高铝双相钢显微组织的影响;王 辉等[6]研究了铝对冷轧双相钢高温热塑性的影响, 并制定了相应的连铸生产工艺;涂英明等[7]、秦昊 等[8]、董丹阳等[9]研究了不同强度等级双相钢激光 焊接接头的组织与性能。由此可见,高强度等级高 铝双相钢是研究热点之一。 某公司进行了铝质量分数在0.55%~0.70% 的 DP780高铝双相钢的试制工作,生产工艺流程为 转炉熔炼→精炼→连铸→热轧→头尾焊接→酸轧 (酸洗+冷轧)→连退(镀锌)。该双相钢经热轧后的 钢卷厚度一般在2.5~5.0 mm。为了满足高速冷 轧节奏,在酸轧入口采用米巴赫 HSL17 型激光焊 机对钢卷头尾进行焊接,焊接热输入控制在 95~ 140J·mm -1之间,焊接速度在4.0~9.6m·min -1, 激光功率在3.6~12.0kW,焊接过程中采用氦气双 面保护,氦气流量为40~70L·min -1。焊接完成后 带钢经活套进入4个酸洗槽进行酸洗,通过盐酸清 除表面氧化铁皮。1 # ,2 # ,3 # ,4 # 酸洗槽中盐酸的质 量浓度分别不低于25,55,85,125g·L -1,4个酸洗槽 温度均控制在70~85℃之间。带钢清洗干净后进入 冷轧机组进行冷轧,整体压下率为50%~70%,轧至 厚度为0.8~2.0mm 后进行卷取。不同厚度热轧带 钢在冷轧后表面均出现垂直于长度方向的横向印迹, 该印迹经后道连退工艺后无法消除,加工成汽车零部 件后表面出现色差,影响产品质量。为此,作者详细 分析了横向印迹产生的原因,并进行了工艺改进。
1 理化检验及结果
1.1 化学成分及显微组织
在连退后的 DP780带钢上取样,采用 ARL4460 型直读光谱仪测定化学成分。由表1可知,试制的 DP780带钢含有锰、铬、铝、钼和铌等合金元素,铝 元素含量较 高,在 0.55% ~0.70% (质 量 分 数,下 同)之间。在连退后的 DP780带钢上取金相试样, 经砂纸逐级打磨,抛光,用体积分数4%硝酸酒精溶 液腐蚀后,分别采用 Axiovert40MAT 型光学显微 镜(OM)和 SIGMA-HD 型扫描电镜(SEM)观察带 钢显微组织。由图1可以看出,该试验钢为典型的 铁素体+马氏体双相组织。
1.2 表面形貌
不同厚度热轧 DP780带钢经冷轧后,其表面均 出现垂直于轧制方向的横向印迹,其典型形貌如图 2(a)所示;横向印迹周期性分布在带钢表面,与带钢 焊缝经轧制后出现的黑色印迹形貌相似,且印迹随 着距焊缝距离的增大逐渐变淡。高铝带钢焊缝冷轧 后的形貌见图2(b)。 对同期生产的 DP980带钢进行表面形貌观察, 发现冷轧后其表面未出现周期性印迹,表面质量良 好,无缺陷,如图3(a)所示,其焊缝表面也未出现黑 色印迹,如图3(b)所示。DP980双相钢的化学成分 见表2。对比发现,其与 DP780双相钢在化学成分上 的区别主要在于铝含量。DP980双相钢中的铝质量 分数在0.035%~0.055%,低于 DP780双相钢的。
1.3 焊缝硬度
采用 MHT-10型显微硬度计测定冷轧后 DP780 和 DP980双相钢焊缝的显微硬度,载荷为1.96N,保 载时间15s,每 隔 100μm取 点 测 试 。由 图4可 以 看出,2种钢焊缝的硬度均高于母材的,并且 DP980双 相钢焊 缝 和 母 材 的 硬 度 均 高 于 DP780 双 相 钢 的。 DP980双相钢冷轧后表面未出现印迹,因此初步判断 DP780双相钢表面的印迹与焊缝硬度无相关性。 1.4 焊缝微区成分 在冷轧后 DP780带钢焊缝区取样,采用质量分 数1%的稀盐酸和超声波进行清洗,在 SIGMA-HD 型扫描电镜上观察微观形貌,使用附带的 X-maxN 型 能谱仪(EDS)进行微区成分分析。由图5可以看出: 焊缝区存在凹陷的黑色区域,黑色区域中位置1处主 要由氧和铝元素组成,且氧与铝均富集在黑色区域, 说明铝发生氧化形成了氧化铝。 将图5(a)中的黑色区域放大观察,发现该区域 表面存在破碎现象,EDS检测发现该区域主要含有氧 和铝元素,如图6所示。
2 表面印迹形成原因及解决措施
2.1 形成原因
由理化检验结果可知:试制试验钢中的铝含量在 0.55%~0.70%,硅含量不高于0.1%,组织为铁素 体+马氏体双相组织;经激光焊接、酸洗并冷轧后, 试验钢焊缝硬度高于母材的,但与未产生印迹的硬 度更高的 DP980双相钢对比可知,焊缝的高硬度并 不是试验钢冷轧后表面形成印迹的原因;通过扫描 电镜观察发现,试验钢焊缝表面存在氧化铝,且氧化 铝发生破碎。 在激 光 焊 接 过 程 中,当 激 光 功 率 密 度 大 于 10 6 W·cm -2时,表面金属发生熔化和蒸发,在金属蒸 气压力的作用下形成小孔;在稳定的小孔效应作用 下,焊缝温度急剧升高,其中心峰值温度达到2450℃以上[10]。在试验钢焊接过程中,激光头的移动速度 一般在100~140mm·s -1,保护气体喷嘴同步同速 移动,这使得仍处于高温状态的焊缝金属逐渐暴露 于空气中发生固态氧化[11]。由于 DP780双相钢中 的铝含量 较 高,而 高 温 状 态 下 铝 存 在 优 先 氧 化 行 为[12-13],因此焊缝金属表面形成氧化铝颗粒;并且 粗糙的焊缝表面加剧了颗粒状氧化铝的不均匀聚集 程度。在后续酸洗过程中,表面聚集较多的氧化铝 未能全部去除,在冷轧过程中发生破碎;破碎的硬质 氧化铝造成轧辊表面损伤,在轧制过程中使得带钢 表面产生印迹。
2.2 解决措施
焊缝区氧化铝的形成除了与母材的化学成分和 氦气保护设备有关以外,与焊接工艺参数的设定也 密切相关。在生产中选取厚度为 4.0 mm 的热轧 DP780带钢,分别在3种焊接速度(2.4,4.8,7.2m· min -1)下焊接并酸洗后,采用 SIGMA-HD 型扫描 电镜附带的能谱仪分析微区成分。由图 7 可以看 出,随着焊接速度的提高,酸洗后焊缝表面的氧化铝 含量减少,当焊接速度提高到7.2m·min -1时,酸洗 后焊缝表面大部分氧化铝已清除。 酸洗工艺对氧化铝清除程度影响较大。将3 # 和4 # 酸洗槽温度由75℃提高到85℃、盐酸质量浓 度提高到50g·L -1后,对在焊接速度7.2m·min -1 下激光焊接的厚度4.0 mm 的热轧 DP780带钢进 行酸洗和冷轧。分别在酸洗后焊缝和冷轧后带钢表 面取样,经酒精清洗后,采用 SIGMA-HD 型扫描电 镜观察表面形貌。由图8可以看出,酸洗完全清除了焊缝表面的氧化铝,冷轧后带钢的表面质量良好, 未出现印迹。
3 结 论
(1)热轧 DP780高铝带钢在激光焊接过程中, 焊缝表面铝元素优先氧化形成氧化铝,在其后酸洗 过程中,表面氧化铝未能完全去除并在冷轧过程中 发生破碎;破碎的氧化铝导致辊面损伤,使得带钢表 面形成周期性印迹。 (2)酸洗工艺不变的情况下,焊缝表面氧化铝含 量随着焊接速度的提高而减少,对于厚度在4.0mm 的热轧 DP780带钢,当激光焊接速度由4.8m·min -1 提高到7.2m·min -1时,酸洗后焊缝表面氧化铝基 本得到清除;在焊接速度7.2m·min -1条件下,提高 酸洗温度和酸液浓度后,焊缝表面氧化铝完全清除, 带钢表面印迹消失。
来源：材料与测试网
