800 MPa級熱基鍍鋅復相鋼的開發(fā)

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(1. 首鋼技術研究院 京唐技術中心， 北京 100043；2. 首鋼技術研究院 薄板研究所， 北京 100043；3. 首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責任公司 制造部， 河北 唐山 063210)

隨著能源和環(huán)境問題日益凸顯，節(jié)能和環(huán)保已成為汽車工業(yè)發(fā)展不可避免的議題。因此，先進高強鋼在汽車車身上的應用種類、使用比例和強度級別逐漸提高[1-2]。在這些先進高強鋼中，復相鋼具有較高的強塑性以及優(yōu)良的翻邊、折彎和擴孔性能，可用于制造各類對局部成形能力要求較高的零部件，如車門防撞桿、座椅滑軌和底盤懸掛件等，因而得到了廣泛的研究與應用[3-6]。其中，汽車底盤類零件屬于非表面件，對鋼板的表面質量要求不高，但對折彎和擴孔等局部成形性能要求非常高，因此通常用熱軋或酸洗復相鋼制造。目前，國外的一些公司已經可以穩(wěn)定生產1000 MPa級熱軋復相鋼，國內的一些公司也已實現(xiàn)800 MPa級熱軋復相鋼穩(wěn)定供貨，并且完成1000 MPa級熱軋復相鋼研發(fā)[6-9]。

然而，由于熱軋和酸洗復相鋼表面無鍍層保護，一旦零件表面的電泳漆膜出現(xiàn)剝落和劃傷，鋼材基體將直接暴露在外，極易發(fā)生銹蝕。隨著汽車服役環(huán)境的多樣化，常規(guī)熱軋或酸洗復相鋼已無法滿足底盤零件高耐蝕性要求。近年來，熱基鍍鋅技術的快速發(fā)展，為開發(fā)具有表面鍍層的熱軋復相鋼提供了可能。但是，由于生產設備和工藝技術的限制，目前只有少數企業(yè)具備熱基鍍鋅復相鋼的供貨能力。鑒于此，本文以低碳復相鋼為研究對象，采用優(yōu)化的生產工藝制備了所需的試驗鋼，并通過SEM、TEM及力學性能測試等方法分析了退火鍍鋅過程中熱軋復相鋼顯微組織、析出相和力學性能的演變規(guī)律，開發(fā)了800 MPa級熱基鍍鋅復相鋼工業(yè)產品。

1 試驗材料與方法

試驗鋼板坯的化學成分如表1所示。為了避免Si元素選擇性氧化對鍍鋅表面質量的影響，試驗鋼采用低Si設計。鋼中添加Cr、Mo、Nb、Ti，通過微合金元素的添加及成分調控，可得到析出強化及固溶強化的良好匹配效果，有助于試驗鋼獲得較高的抗拉強度和擴孔性能[6]，從而使試驗鋼達到較好的綜合性能。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數, %)

圖1為試驗鋼的熱軋及退火鍍鋅工藝的示意圖。首先將試驗鋼板坯加熱至1250 ℃及以上保溫，使微合金元素充分固溶及均勻化，再進行粗軋和精軋，控制終軋溫度不低于880 ℃，隨后經層流冷卻至500 ℃以下卷取，得到2.5 mm厚的熱軋復相鋼。待熱軋復相鋼冷至室溫后，開卷進行酸洗，去除帶鋼表面的氧化鐵皮。熱軋帶鋼的退火鍍鋅工序在連續(xù)熱鍍鋅產線進行，首先將帶鋼預熱至220 ℃，隨后以10 ℃/s的速率加熱至620～680 ℃進行均熱，均熱時間為50～150 s，接著以15 ℃/s的冷卻速率冷至460 ℃進行鍍鋅，最后以大于10 ℃/s的速率冷卻至室溫。

在熱軋態(tài)和退火鍍鋅鋼板上切取金相試樣，經機械研磨和拋光后，用體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，在Zeiss Ultra-55掃描電鏡下觀察顯微組織。在熱軋和退火鍍鋅鋼板上切取300 μm厚的樣片，然后研磨至50 μm并沖裁出φ3 mm的圓片，隨后在電壓29 V、溫度-10 ℃條件下用Struers TenuPol-5型電解雙噴減薄儀制成薄膜透射試樣，最后在JEM-2000FX型透射電鏡下觀察精細組織及可動位錯形貌。析出相的觀察采用碳萃取復型試樣，經研磨和拋光后，放入體積分數為4%的硝酸酒精溶液中侵蝕，然后用噴涂儀在其表面噴附一層碳膜，并劃分網格，接著用體積分數為10%的硝酸酒精溶液使碳膜與試樣分離，碳膜經去離子水清洗后放入銅網中，然后制取透射試樣在TEM下觀察析出相形態(tài)，并用透射電鏡配備的能譜儀確定析出相成分。根據GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》和GB/T 24174—2009《鋼 烘烤硬化值(BH2)的測定方法》，在熱軋態(tài)和退火鍍鋅鋼板上沿縱向切取初始標距為80 mm的拉伸試樣，利用ZWICK/Roell Z100拉伸試驗機檢測鋼板的強度、斷后伸長率和烘烤硬化值(BH2)，拉伸速率為2.0 mm/min。根據GB/T 15825.4—2008《金屬薄板成形性能與試驗方法 第4部分：擴孔試驗》，利用ZWICK BUP1000成形試驗機測定熱軋態(tài)和退火鍍鋅鋼板的擴孔率。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

熱軋態(tài)和退火鍍鋅試驗鋼的顯微組織如圖2所示。由圖2(a)可見，熱軋態(tài)試驗鋼的顯微組織主要由鐵素體、馬氏體和馬/奧島組成。部分鐵素體沿軋制方向呈拉長狀，這是因為試驗鋼中Nb、Ti含量較高，提高了再結晶溫度，導致終軋溫度進入未再結晶區(qū)，奧氏體晶粒不斷被壓扁拉長，相變后的部分鐵素體遺傳了奧氏體晶粒拉長的形態(tài)。馬氏體尺寸相對較大，內部板條形態(tài)明顯，是尺寸較大的熱軋奧氏體晶粒在卷取后相變得到的。馬/奧島尺寸相對較小，是小尺寸奧氏體晶粒相變不完全得到的組織，通常與其周圍的鐵素體晶粒共同構成粒狀貝氏體組織。經退火鍍鋅后，試驗鋼的顯微組織主要由鐵素體和高溫回火馬氏體構成，如圖2(b)所示。這是由于退火溫度較高，原馬氏體和馬/奧島分解，滲碳體大量析出，形成了鐵素體和滲碳體的機械混合體，即高溫回火馬氏體組織。

圖2 熱軋態(tài)(a)和退火鍍鋅(b)試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the as-hot-rolled(a) and annealing galvanized(b) tested steel

利用TEM觀察了熱軋態(tài)和退火鍍鋅試驗鋼鐵素體內的位錯形貌，結果如圖3所示。圖3(a)為熱軋試驗鋼中的板條馬氏體和被馬氏體包圍的鐵素體組織，可見鐵素體內存在大量可動位錯。熱軋后的層流冷卻過程中，首先發(fā)生鐵素體相變，當冷至500 ℃以下卷取時，未轉變的奧氏體發(fā)生貝氏體和馬氏體相變，體積膨脹，擠壓周圍的鐵素體組織，導致鐵素體內部出現(xiàn)大量可動位錯。在進行退火鍍鋅時，由于均熱溫度較高，組織回復明顯，鐵素體內可動位錯與其他位錯相互纏結、抵消，位錯密度大幅降低但組態(tài)更加穩(wěn)定，如圖3(b)所示。

圖3 熱軋態(tài)(a)和退火鍍鋅(b)試驗鋼鐵素體內的位錯形貌Fig.3 Dislocation morphologies in ferrite of the as-hot-rolled(a) and annealing galvanized(b) tested steel

熱軋態(tài)和退火鍍鋅試驗鋼中的析出相形貌及能譜如圖4所示。圖4(a)為熱軋試驗鋼中的橢球形或棒狀析出相形貌，尺寸較大，長軸尺寸集中在50 nm左右。這是由于卷取后的緩慢冷卻過程中，析出相有足夠的時間長大粗化。圖4(b)為圖4(a)中圓圈標示析出相的能譜，其中Nb、Ti和Mo的衍射峰明顯可見，可知其為Nb、Ti和Mo的復合碳化物。圖4(c)為鍍鋅試驗鋼中的球形析出相形貌，尺寸約20 nm，遠小于熱軋試驗鋼中的析出相。圖4(d)為圖4(c)中圓圈標示析出相的能譜，表明這部分細小的析出相也是Nb、Ti和Mo的復合碳化物。由于圖4(c)中觀察到的析出相尺寸細小、尚未粗化，推測其并非在熱軋卷取過程中析出，而是在退火鍍鋅過程中析出。

圖4 熱軋態(tài)和退火鍍鋅試驗鋼中的析出相形貌(a, c)及能譜(b, d)(a,b)熱軋鋼；(c,d)退火鍍鋅鋼Fig.4 Morphologies(a, c) and EDS(b, d) of precipitates in the as-hot-rolled and annealing galvanized tested steel(a,b) as-hot-rolled steel; (c,d) annealing galvanized steel

2.2 力學性能

圖5為試驗鋼力學性能測試方向示意圖。表2為熱軋態(tài)試驗鋼的力學性能。由表2可見，熱軋態(tài)試驗鋼的縱向屈服強度、抗拉強度、屈強比和斷后伸長率分別為629 MPa、928 MPa、0.68和12%。與縱向性能相比，熱軋態(tài)試驗鋼45°方向的屈服和抗拉強度分別降低8 MPa和15 MPa，屈強比一致，斷后伸長率稍有升高；橫向屈服和抗拉強度分別升高41 MPa和21 MPa，屈強比升高至0.71，斷后伸長率略有下降。由圖2(a)可知，熱軋態(tài)試驗鋼的顯微組織主要由鐵素體、馬氏體和馬/奧島構成，鐵素體屬于軟相，易于屈服，馬氏體和馬/奧島屬于硬相，對提高抗拉強度有利，因此熱軋態(tài)試驗鋼具有較低的屈強比。另外，由于鐵素體與馬氏體或馬/奧島之間硬度差異較大，在局部變形過程中，軟硬相界面之間極易產生裂紋，導致熱軋態(tài)試驗鋼的擴孔率偏低，只有31%。

圖5 試驗鋼力學性能測試方向示意圖Fig.5 Schematic diagram of test directions of mechanical properties of the tested steel

表2 熱軋態(tài)試驗鋼的力學性能

退火鍍鋅試驗鋼的力學性能見表3。由表3可知，鍍鋅試驗鋼的縱向屈服強度、抗拉強度、屈強比、斷后伸長率和烘烤硬化值分別為769 MPa、852 MPa、0.90、14.5%和43 MPa。與熱軋態(tài)試驗鋼相比，鍍鋅試驗鋼的縱向屈服強度升高140 MPa，抗拉強度降低76 MPa，屈強比和斷后伸長率均有不同程度升高。這是由于退火鍍鋅后，鐵素體中的可動位錯密度大幅降低，并且析出更多細小的Nb、Ti和Mo的復合碳化物阻礙位錯運動，導致屈服強度大幅升高。同時，馬氏體和馬/奧島在退火鍍鋅過程中分解，得到高溫回火馬氏

表3 退火鍍鋅試驗鋼的力學性能

體組織，導致抗拉強度顯著降低。與熱軋態(tài)試驗鋼相比，退火鍍鋅試驗鋼的鐵素體和回火馬氏體之間強度、硬度差異減小，協(xié)同變形能力增強，在兩相界面處不易萌生裂紋，因此局部變形能力顯著提升[10-11]，擴孔率達到53%。另外，鍍鋅試驗鋼縱向、45°方向和橫向的屈服強度最大差值為21 MPa，抗拉強度最大差值為28 MPa，均低于熱軋態(tài)，表明鍍鋅試驗鋼的各向異性顯著降低。圖6為鍍鋅試驗鋼縱向的工程應力-工程應變曲線，可見鍍鋅試驗鋼呈連續(xù)屈服。整體上，開發(fā)的鍍鋅復相鋼屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率和烘烤硬化值均達到了VDA 239-100：2016Flacherzeugnisseausstahlzurkaltumformungsheetsteelforcoldforming標準要求，并且具有較高的擴孔性能，適合于復雜結構件的成形。

圖6 退火鍍鋅試驗鋼的工程應力-工程應變曲線Fig.6 Engineering stress-engineering strain curve of the annealing galvanized tested steel

3 結論

1) 熱軋態(tài)復相鋼的顯微組織主要由鐵素體、馬氏體和馬/奧島構成；退火鍍鋅復相鋼的顯微組織則主要由鐵素體和高溫回火馬氏體構成。

2) 退火鍍鋅過程中，馬氏體和馬/奧島分解形成高溫回火馬氏體，鐵素體內可動位錯密度降低，同時析出納米級Nb、Ti和Mo的復合碳化物，導致抗拉強度降低，屈服強度和擴孔率顯著提高。

3) 熱基鍍鋅復相鋼的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率和烘烤硬化值分別為769 MPa、852 MPa、14.5%和43 MPa，擴孔率達到53%，具有良好的力學性能和局部成形性能。