孫成錢，劉仁東，時(shí)曉光，韓斌，董毅，張宇

（鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009）

無(wú)間隙原子鋼（IF鋼）作為第三代深沖鋼板，具有高的塑性應(yīng)變比、高的加工硬化指數(shù)和無(wú)時(shí)效性等特點(diǎn)，是當(dāng)前沖壓級(jí)別最高的鋼板，廣泛應(yīng)用于汽車制造及家電行業(yè)［1-2］。以IF鋼為基礎(chǔ)的超低碳鋼研究是目前沖壓鋼板研究的熱點(diǎn)，不僅包括冷軋和熱軋IF鋼板，還包括鍍鋅IF鋼板、高強(qiáng)度IF鋼板、超低碳BH鋼板等。目前發(fā)達(dá)國(guó)家已經(jīng)廣泛使用440MPa級(jí)別的高強(qiáng)度IF鋼板，并且正在研究強(qiáng)度級(jí)別更高的深沖IF鋼［3］。

IF鋼的性能特點(diǎn)與析出物密切相關(guān)，鋼板中存在的析出物種類，數(shù)量和分布情況不僅影響C、N間隙原子的清除，還對(duì)軋制和退火過(guò)程中織構(gòu)的形成和演變有影響，直接關(guān)系到鋼板的深沖性［4-5］。與傳統(tǒng)的IF鋼相比，細(xì)晶高強(qiáng)IF鋼的主要特點(diǎn)為：晶粒小、強(qiáng)度高、屈強(qiáng)比低和優(yōu)良的成型性能。本文對(duì)不同加熱速率的試驗(yàn)鋼顯微組織、性能和第二相粒子的形狀、大小、分布進(jìn)行了研究。

1 試驗(yàn)材料和方案

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)鋼由鞍鋼鋼研院200 kg真空爐冶煉，最后合爐抽真空，澆鑄時(shí)要保證注流平穩(wěn)不斷流，爐內(nèi)多余鋼水要倒凈。碳含量為0.005 3%，是普通IF鋼的2倍多，鈮含量為0.051%，從而保證了Nb/C大于1。試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

1.2 試驗(yàn)方案

軋制試驗(yàn)在鞍鋼鋼研院熱軋、冷軋機(jī)進(jìn)行,模擬退火工藝試驗(yàn)在鞍鋼鋼研院連續(xù)退火鍍鋅模擬器上進(jìn)行。試驗(yàn)中采用奧氏體再結(jié)晶區(qū)控制軋制，試樣在箱式電爐中加熱至1 250℃，保溫30 min，出爐后在四輥試驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行控制軋制。變形工藝：30 mm→20 mm→14 mm→10 mm→7 mm→4 mm，第一道次開(kāi)軋溫度和第五道次終軋溫度控制范圍分別為1 150℃左右、880℃左右，軋后采用層流冷卻至650℃，將試樣放入箱式電爐中保溫，模擬卷取。連續(xù)退火工藝參數(shù)如圖1所示。

1.3 組織觀察

從試驗(yàn)鋼中部切取金相試樣、TEM試樣，用金相試樣鑲嵌機(jī)將試樣鑲嵌好，依次在水砂紙及拋光布上打磨拋光后，用4%的硝酸酒精溶液浸蝕試樣表面，顯示其室溫組織；在ZEISS光學(xué)顯微鏡下觀察與軋向垂直的平面的顯微組織；透射電鏡中觀察析出物的微觀形貌等。

2 結(jié)果及討論

2.1 試驗(yàn)鋼不同退火工藝金相組織及力學(xué)性能

壓下率為80%，退火溫度為850℃，退火時(shí)間為60 s時(shí)，不同加熱速率試驗(yàn)鋼的顯微組織如圖2所示。

從圖2可以看出，鐵素體晶粒細(xì)小，形狀以等軸鐵素體為主，同時(shí)含有一定量細(xì)小的餅狀鐵素體。隨著加熱速率的提高，等軸狀鐵素體尺寸更加均勻，餅狀鐵素體數(shù)量增多，尺寸逐漸增大。表2為不同加熱速率下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能，從表中可以看出，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均得到提高，屈服強(qiáng)度提高的幅度較大，在加熱速率為15℃/s時(shí)，屈服強(qiáng)度最大為 295.4 MPa，抗拉強(qiáng)度最大為474.8 MPa。加熱速率為5℃/s時(shí)，延伸率最高為38.4%，屈強(qiáng)比最低為0.552。試驗(yàn)鋼的延伸率主要受晶粒尺寸和分布的影響，在較大的變形量下 (本試驗(yàn)壓下率為80%)，試驗(yàn)鋼的晶粒較細(xì)，且大小分布不均勻，這是延伸率降低的一個(gè)主要原因。雖然在加熱速率為5℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度不是最高，但其延伸率最高，屈強(qiáng)比最低，有利于細(xì)晶高強(qiáng)IF鋼深沖加工。

表2 不同加熱速率下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

加熱速率在2～15℃/s之間，隨著加熱速率的升高，試驗(yàn)鋼的r值不斷升高，n值降低。在加熱速率為15℃/s時(shí)，r值最大為1.928，在加熱速率為2℃/s時(shí)，n值最大為0.271。塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)是衡量深沖鋼板成型性能好壞的兩個(gè)重要指標(biāo)。本試驗(yàn)的細(xì)晶高強(qiáng)IF鋼的r值和n值普遍要比傳統(tǒng)高強(qiáng)IF鋼的要高，更加有利于改善細(xì)晶高強(qiáng)IF鋼的成型性能。

2.2 試驗(yàn)鋼不同退火工藝下的微觀形貌

壓下率為80%，退火溫度為850℃，退火時(shí)間為60 s時(shí)不同加熱速率試驗(yàn)鋼的二相粒子微觀形貌如圖3所示。

從圖3可以看出，較大二相粒子尺寸為70～80 nm，其形狀以方形、圓角方形為主，也有的為圓片形。較小二相粒子的尺寸為30～40 nm，其形狀以球狀、橢球狀為主，也有少量的為方形。隨著加熱速率的提高，無(wú)沉淀析出區(qū)的體積分?jǐn)?shù)也隨之逐漸增大，形狀更加穩(wěn)定。當(dāng)加熱速率為15℃/s時(shí)，無(wú)沉淀析出區(qū)（PFZ）的寬度達(dá)到了 1.2 μm，如圖3（d）所示。

2.3 無(wú)沉淀析出區(qū)

汽車外面板特性要求之一是要有低的屈強(qiáng)比，強(qiáng)化IF鋼時(shí)，是靠固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化，屈服強(qiáng)度會(huì)隨抗拉強(qiáng)度上升而上升，PFZ隨再結(jié)晶晶粒成長(zhǎng)，在移動(dòng)的晶界軌跡上殘留粗大的析出物，最后出現(xiàn)一個(gè)晶粒內(nèi)有細(xì)小析出物區(qū)和稀疏的粗大析出物，兩個(gè)區(qū)域共存［6］。

合金成分中含有0.005 3%C和0.051%Nb的鋼在經(jīng)過(guò)650℃卷取后，根據(jù)Trurkdongan得出的鈮碳化合物在鐵素體中溶解度理論，鋼中的鈮碳化合物將充分沉淀。因此，大量細(xì)小鈮碳化合物將抑制退火過(guò)程中的再結(jié)晶，并且晶粒的生長(zhǎng)也將因沉淀相的釘扎作用而受到限制。可以認(rèn)為，晶界周圍無(wú)沉淀區(qū)是在再結(jié)晶之后晶粒生長(zhǎng)過(guò)程中形成的，因?yàn)槠湫螤钆c位置與前面提到的再結(jié)晶的晶粒邊界相類似。

圖4為壓下量80%、退火溫度850℃、退后時(shí)間60 s、加熱速率10℃/s退火試樣中細(xì)小沉淀的分布規(guī)律。從圖4（a）、（b）可以發(fā)現(xiàn)，相對(duì)粗大沉淀物的分布幾乎構(gòu)成了晶粒的輪廓，某些粗大沉淀的排列與平行沉淀排列相伴并存。在這兩對(duì)排列的間距處，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)細(xì)小沉淀，除了少量更加粗大的沉淀，近乎形成了一無(wú)沉淀區(qū)。由于這種所謂的無(wú)沉淀區(qū)總體上在晶粒邊界兩側(cè)形成，在晶粒邊界的一側(cè)很明顯地觀察到這些伴有細(xì)小沉淀的間隔。圖4（c）、（d）為PFZ 附近二相粒子的大小、形貌、分布及EDS圖片。在圖4（c）中分布著直徑在30 nm到50 nm的細(xì)小沉淀，其形狀以圓球狀、橢球狀為主，還有個(gè)別為長(zhǎng)方形，并且通過(guò)EDS分析還發(fā)現(xiàn)了Nb和C的分布,因此該析出物為NbC。圖4（d）為PFZ內(nèi)部粗大二相粒子，其形狀為圓角方形，尺寸為120 nm左右，通過(guò)EDS分析還發(fā)現(xiàn)了Nb和C、N的存在，因此該析出物為 Nb（CN）。

3 結(jié)論

（1）隨著加熱速率提高，鐵素體尺寸更加均勻，餅狀鐵素體數(shù)量增多。無(wú)沉淀析出區(qū)的體積分?jǐn)?shù)也隨之逐漸增大，形狀更加穩(wěn)定。

（2）隨著加熱速率的提高，試驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度有所提高，r值不斷提高，n值不斷降低。屈服強(qiáng)度最大為295.4 MPa，抗拉強(qiáng)度最大為474.8 MPa，r值最大為 1.928，n值最大為 0.271。

（3）經(jīng)EDS分析，形狀為圓角方形，尺寸為120 nm左右的二相粒子為Nb（CN），形狀為圓球狀、橢球狀，尺寸為30～50 nm的二相粒子為NbC。

［1］ 李文彬，官軍．深沖鋼（IF鋼）的研究與發(fā)展概況［J］．冶金設(shè)備，2005（3）：32-33．

［2］ 馬鳴圖．我國(guó)汽車鋼板研究與應(yīng)用進(jìn)展 ［J］．鋼鐵，2001，36（8）：64-69．

［3］ 康永林．現(xiàn)代汽車板的質(zhì)量控制與成形性［M］．北京：冶金工業(yè)出版社，1999．

［4］ H．Saitoh，K．Ushtoda，T．Senuma，et al．Structural and textural evolution during subsequent annealing of steel sheet hot-rolling in α Phase ［J］．The Iron and Steel Institute of Japan，1988：628-632．

［5］ Tither G，Garcia C．Precipitation Behavior and Solute Effects in Interstitial Steels，Proceedings of International Forum for Physical Metallurgy of IF Steels ［J］．ISIJ International,1994，(5)：293-322.

［6］ 大澤一典．析出物對(duì)超低碳IF鋼板的再結(jié)晶、晶粒長(zhǎng)大行為的影響［J］．CAMPISIJ，1996．