何曉波 萬國喜 劉艷玲

（安陽鋼鐵股份有限公司）

0 前言

汽車大梁用鋼主要用于制造汽車縱梁、橫梁、保險杠等結(jié)構(gòu)件，由于需要承受較重的載荷，在行駛過程中受到各種沖擊、扭轉(zhuǎn)等復雜應力作用，工作條件相當苛刻。因此，汽車大梁不僅需要具有較高的強度，還需要有良好的冷成型性、可焊性和耐疲勞性等。在用戶的加工使用過程中，還需要滿足剪切、熱切割、沖壓、沖孔、折彎、焊接等多種加工要求。

在復雜的成型過程中，鋼材會產(chǎn)生加工硬化、開裂等現(xiàn)象，為降低開裂比例，提高成材率和生產(chǎn)效率，用戶更容易接受低屈強比、高強度的汽車鋼，在鋼鐵材料的使用過程中發(fā)現(xiàn)，低屈強比在冷成型過程中，從材料產(chǎn)生屈服至斷裂的變形空間更大，減少了產(chǎn)品發(fā)生剪切開裂、成型開裂的現(xiàn)象。

在汽車大梁用鋼的供應過程中，某商用車主車廠對強度、屈強比、伸長率提出了特殊要求，為降低510L汽車大梁用鋼的屈強比，對采用低碳-錳-鈮、低碳-錳-鈦成分體系生產(chǎn)的汽車大梁用鋼的屈強比性能進行了對比分析，并研究了冷卻模式、卷取溫度等參數(shù)對510L汽車大梁用鋼的強度指標、屈強比和顯微組織的影響，確定了510L低屈強比汽車大梁用鋼的成分體系和生產(chǎn)工藝，在保障穩(wěn)定的強塑性的同時，屈強比可以降低至0.81。

1 技術(shù)要求

為適應市場，滿足主車企業(yè)對加工使用性能和上車運營安全性的要求，汽車大梁用鋼板需要具有的力學性能特征見表1。

表1 主機企業(yè)對510L汽車大梁鋼技術(shù)要求

2 強化機制的選擇

對于強化機制來說[1]：

（1）晶界強化使屈服強度的增幅大于抗拉強度的增幅，因此晶粒的細化使材料的屈強比增加。晶界強化對屈強比的影響可用Picketing 提出的下列用于鐵素體-珠光體組織的低碳鋼的強度計算模型來解釋[2]，

式中：WMn、WSi、WN為Mn、Si和固溶鋼中N含量的質(zhì)量百分數(shù)；fP為珠光體面積百分數(shù)，；d為鐵素體尺寸，mm。

因為式（1）末項的系數(shù)比式（2）末項的大，所以晶粒細化對屈服強度Rt0.5的貢獻比對抗拉強度Rm的貢獻要大，并且晶粒越細，屈強比越高。

（2）位錯強化使屈服強度的增幅大于抗拉強度的增幅，因此位錯密度的增加會使材料的屈強比也增加。這可用冷態(tài)單向變形試驗的流動應力總高于初始屈服應力來解釋。流動應力的提高正是由于位錯密度的增加。因此，位錯密度越大，則屈強比越高。

（3）沉淀強化使屈服強度的增幅略大于抗拉強度的增幅，因此第二相的沉淀析出對材料屈強比的增加稍有影響。準確地說，強度不僅與溶質(zhì)含量有關(guān)，而且與析出物的尺寸和彌散情況有關(guān)[3]。比如一些反映沉淀強化影響的屈服強度計算模型中就包含了析出物尺寸和析出物間距的參數(shù)。用于統(tǒng)計分析時，也可以以溶質(zhì)含量為變量來反映沉淀強化對強度的影響。由于鋼中產(chǎn)生沉淀強化的析出物主要是Ti、Nb的碳氮化物，因此Ti、Nb的含量也可以用來反映沉淀強化對強度的影響。

（4）固溶強化使屈服強度的增幅小于抗拉強度的增幅，因此固溶合金元素含量的增加使材料的屈強比減小。固溶強化對強度的影響應分間隙固溶和置換固溶兩種情況來分析。對于間隙固溶元素(如C、N)，有些屈服強度計算模型是包含固溶的C、N含量的。相應項的系數(shù)較大，這使得固溶C、N含量能顯著提高材料的屈服強度，但在抗拉強度計算模型中無此影響。這是因為間隙原子會引起基本點陣的強烈的晶格畸變，致使鋼的微裂紋易于產(chǎn)生和擴展[4]。因此，C、N固溶的含量不能用來提高抗拉強度。一般情況下，C、N元素在室溫時的平衡固溶量均較小，因此只有在非平衡固溶時，C、N固溶量的提高才會提高屈服強度和屈強比。

通過上述四種強化方式對屈強比的影響分析可知，如果需要降低材料的屈強比值，應盡量減少位錯強化，提高終軋溫度和卷取溫度；適當減少Ti、Nb微合金化的沉淀強化作用；盡量提高固溶強化作用，減少屈服強度的增量。

3 成分設計

根據(jù)重型汽車大梁用鋼的強度、韌塑性、冷彎、沖壓和焊接綜合要求的特點，為了滿足低屈強比重型汽車大梁鋼的冷成型性能、疲勞性能及焊接性能等，鋼板還需要一定細晶強化作用。因此擬采用低碳-錳-鈮、低碳-錳-鈦設計。

C：碳是鋼中最有效的強化元素。在鐵素體+珠光體鋼中，碳含量增加，會提高鋼中的珠光體含量，有利于降低屈強比，考慮鋼材的綜合加工性能和連鑄坯裂紋敏感性，一般將碳含量控制在0.12%以內(nèi)。

S：硫是有害元素，通常形成FeS和MnS的固溶體，具有較高的塑性，被稱為塑性夾雜，在經(jīng)軋制或鍛造變形的鋼材中通常沿塑性變形方向呈竹葉狀分布，造成鋼材在平行軋制方向和垂直軋制方向的力學性能的不均勻。在鋼中形成MnS后，尤其是在低溫軋制時，隨軋制方向的拉長延伸，使鋼的各向異性加大，對橫向沖擊韌性不利，對塑性不利。硫化物造成的低熔點使鋼在焊接時易于產(chǎn)生熱裂紋，從而大大降低鋼材的可焊性。硫含量高時，抗硫化氫（H2S）腐蝕能力大為下降，鋼中的重量百分比一般不大于0.010%。

Mn：在煉鋼過程中，錳是良好的脫氧劑和脫硫劑。錳能形成MnS，取代低熔點的FeS，這樣不僅可以消減硫和氧引起的熱脆性，改善鋼的熱加工性，還能夠細化晶粒，提高強度，增加韌性；但如果Mn含量多時，則塑性和韌性會大大降低，所以應將Mn含量控制在1.8%以內(nèi)。

Nb：鈮的細化晶粒的作用是最突出的，是強烈的碳、氮化物形成元素。其在鋼中主要以Nb[C，N]形式存在，可以組織奧氏體晶粒長大，添加萬分之幾的量即可起到細化晶粒的作用，可以同時提高鋼材的強韌性能和焊接等加工性能。其作用歸納起來，一是晶粒細化作用；二是延遲再結(jié)晶，提高了再結(jié)晶溫度；三是固溶鈮溶質(zhì)拖曳作用；四是沉淀強化作用，第二相作為障礙物與可動位錯的交互作用造成析出強化，位錯采取切過機制和Orowan繞過機制運動，鈮的化合物主要以Orowan繞過機制運動；五是固溶在奧氏體中的鈮元素，提高了材料的淬透性,有效控制珠光體相變的發(fā)生，推遲奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，促進低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形成，提高了材料的強度[4]。

Ti:鈦能與C、N（碳、氮元素）結(jié)合，形成穩(wěn)定的碳化物、氮化物，其最主要的作用：一是細小的TiN粒子不溶于奧氏體，可以釘扎奧氏體晶界，起到細化原始奧氏體晶粒的作用；二是Ti可以在軋后的鐵素體相變中快速析出細小彌散的納米級TiC粒子，起到提高鐵素體基體的硬度和組織沉淀強化效果，能顯著提升鋼卷強度，同時還能適當降低合金成本[5]。

綜合考慮錳元素的固溶強化，鈮、鈦元素的細晶強化和析出強化綜合的作用，設計了兩種成分體系（編號分別為1#和2#），具體熔煉成分見表2。

表2 510L兩種成分體系的熔煉成分含量 %

4 成分的影響

1#、2#試驗鋼工藝路線：鐵水預處理—150 t轉(zhuǎn)爐—LF爐—寬板坯連鑄機—1 780 mm熱連軋機組。

合金元素在奧氏體中的溶解度和原始奧氏體晶粒的均勻度是決定軋后鋼板性能的主要因素。考慮軋制過程溫度的影響因素，加熱溫度選用1 200～1 280 ℃；終軋溫度偏高時晶粒粗大，有利于屈強比的降低，終軋溫度偏低時Nb的碳、氮化物容易析出，鐵素體晶粒細化、位錯密度增高，不利于屈強比的降低，因此設定高終軋溫度試驗工藝為880 ℃。層流冷卻采用均勻分散冷卻模式，卷取溫度設定為620 ℃。

兩種成分試驗鋼的屈強比分布如圖1所示。

圖1 含鈮鋼、含鈦鋼的屈強比分布

從圖1可以看出，低碳含鈮鋼的屈強比相對于低碳含鈦鋼的要低。低碳-錳-鈦鋼強化措施主要為固溶強化和析出強化，含鈦的鋼中會存在大量的細小、彌散的TiC析出物粒子，它們在鐵素體基體中和位錯線上大量彌散分布，析出強化的效果顯著。尤其是鐵素體中析出的TiC粒子，其析出溫度最低，尺寸在5～15 nm。細小的TiC粒子阻止位錯的移動，通過Orowan機制可以起到沉淀強化作用[5]。部分TiC也會在TiN顆粒上外延生長，形成Ti（C， N）復合析出物。沉淀強化作用在強化硬相組織的同時提高了軟相基體的強度，不利于降低屈強比。低碳含鈮成分體系下，主要的強化作用為固溶強化和細晶強化，11#、22#試驗鋼的實際檢驗強度是相當?shù)?，再從成分設計對比來看，鈮元素在鐵素體中的析出強化效果明顯小于鈦元素。因此，從大生產(chǎn)檢驗數(shù)據(jù)來說，低碳-錳-鈮鋼更有利于汽車大梁鋼屈強比的降低。

5 層流冷卻工藝的影響

為對比不同層流冷卻方式對低屈強比的影響，選用低碳-錳-鈮鋼進行試驗。加熱溫度選用1200～1 280 ℃，終軋溫度設定工藝為880 ℃，層流冷卻模式選擇前段冷卻、后段冷卻、稀疏冷卻、兩段冷卻；CT工藝設定為620 ℃，對不同冷卻模式進行對比試驗，試驗結(jié)果見表3。

表3 不同層流冷卻模式條件下試驗鋼的力學性能

從表3可以看出，與稀疏冷卻相比，后段冷卻和兩段冷卻可以降低屈強比，前段冷卻不利于屈強比的降低。但考慮這種成分體系下的整卷性能的波動，這兩種冷卻模式下的抗拉強度的富余量較小，主要是由于鋼卷中部自回火造成位錯密度降低，使得位錯強化效果減弱，強度降低到用戶技術(shù)要求的下限。兩段式冷卻雖然可以在較大程度上降低屈強比，但對于層流冷卻沒有中間測溫反饋裝置系統(tǒng)的企業(yè)來說，采用這種工藝實現(xiàn)穩(wěn)定化生產(chǎn)還是相對比較困難的。

為進一步了解不同冷卻模型下鋼的微觀組織，利用ZEISS Observer A1m金相顯微鏡對四種冷卻模式下生產(chǎn)的鋼板進行了顯微組織觀察分析，鋼板的顯微組織如圖2所示。

從圖2可以看出，采用后段冷卻生產(chǎn)的鋼板和兩段冷卻生產(chǎn)的鋼板相比，稀疏分散冷卻的珠光體比例低，鐵素體晶粒略大。因此，結(jié)合表3和圖2，為保證整卷抗拉強度的富余量和低屈強比同時滿足的需求，設計試驗了稀疏冷卻加熱尾工藝，其大生產(chǎn)性能統(tǒng)計結(jié)果見表4。

表4 稀疏冷卻+熱尾工藝大生產(chǎn)性能統(tǒng)計結(jié)果

從表4可以看出，95.97%的檢驗性能滿足用戶屈強比小于0.85的需求，并且尾部采用熱尾檢驗強度還有20 MPa的富余量，保證了鋼卷中間的性能滿足技術(shù)要求。

6 卷取溫度的影響

選用低碳-錳-鈮成分體系坯料，加熱溫度為1 200～1 280 ℃，終軋溫度為880 ℃，設定570 ℃、600 ℃、620 ℃、650 ℃四個不同卷取溫度（編號為1#～4#）進行工藝試驗。鋼卷軋制后，層流冷卻采用稀疏冷卻模式。對試驗鋼的力學性能進行測定，結(jié)果如圖3所示。

圖3 不同卷取溫度下生產(chǎn)的試驗鋼的力學性能

從圖3可以看出，隨著卷取溫度的升高，屈服強度和抗拉強度大幅度下降，屈強比顯著降低，延伸率也隨之升高，考慮整卷性能波動后，高溫卷取超過650 ℃時鋼卷強度的富余量不足。

為進一步了解不同卷取溫度下的鋼的微觀組織，利用ZEISS Observer A1m金相顯微鏡對1#～4#試驗鋼進行了顯微組織觀察分析，鋼板的顯微組織如圖4所示。

從圖4可以看出，試驗鋼的顯微組織均為鐵素體+珠光體，隨著卷取溫度的升高，鐵素體由細小的多邊形、準多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)榫Я６认鄬^大的等軸鐵素體，并且當卷取溫度570 ℃和600 ℃時，珠光體均勻彌散，珠光體含量相對較少，卷取溫度650 ℃時的珠光體形態(tài)為塊狀珠光體，含量相對增多。屈強比隨著卷取溫度的升高而降低的主要原因是，晶粒度變的粗大，珠光體比例升高。

圖4 不同卷取溫度下生產(chǎn)的試驗鋼的顯微組織（×500）

7 討論分析

（1）采用硬化相比例增強的方法，即提高硬化相強度或增加硬化相的體積分數(shù)，可在提高抗拉強度的同時降低屈強比。對于鐵素體+珠光體組織，要使硬化相增強，可采用珠光體片層結(jié)構(gòu)細化或珠光體增多的方法。

（2）隨著卷取溫度的升高，單位體積內(nèi)的珠光體含量增加，屈強比降低，但同時屈服強度、抗拉強度均有所降低，性能富余量越來越低。卷取溫度較高時，在卷取后的冷卻過程中，卷頭強度和屈強比會更低，從而造成整卷性能差異增大。這時，需要通過添加更多的固溶強化C、Mn和Nb，降低卷取溫度或提高冷卻速率的層流模式來保障整卷性能的穩(wěn)定性。

（3）在軋制和軋后的冷卻過程中，可通過增加晶粒尺寸和減少位錯密度來降低C-Mn-Nb成分體系的汽車大梁鋼的屈強比。在兼顧大梁鋼的強韌性和疲勞性能要求的前提下，為降低屈強比，可嘗試采用以下的工藝措施：一是提高終軋溫度，減小形變量，特別是在奧氏體再結(jié)晶區(qū)的形變量；二是減少形變道次，即根據(jù)生產(chǎn)規(guī)格可以適當空過1～2個軋機；三是精軋后的層流冷卻方式可采用適當降低第一組開始冷溫度，然后關(guān)閉幾組冷卻水，采用空冷工藝，以減小這段時間內(nèi)鋼板的冷卻速率，促進鐵素體相變，盡量提高鐵素體含量和等軸化程度，再適當降低卷取溫度集中冷卻，增加珠光體含量，提高抗拉強度增量，最終達到降低屈強比的效果。

8 結(jié)論

（1）鈦微合金化沉淀強化不利于降低鋼的屈強比，采用低碳-錳-鈮成分體系更有利于降低屈強比。

（2）提高卷取溫度可以使得硬相比例增加，有利于降低屈強比，但抗拉強度富余量較小。

（3） 層流快速冷卻模式使得鋼板的鐵素體晶粒度減小，珠光體含量降低，提升了熱軋鋼卷的整體強度，但不利于屈強比的降低。

（4）為平衡屈強比和強度富余量，層流冷卻采用稀疏冷卻和熱尾工藝相結(jié)合的冷卻方案，實施效果良好，滿足了用戶的技術(shù)和生產(chǎn)要求。