供稿|徐國軍，胡華東，侯曉英，曹光明，查凱，董立華

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為彌補(bǔ)傳統(tǒng)高強(qiáng)度雙相鋼拉延性能的不足，通過合金設(shè)計(jì)及工業(yè)試制開發(fā)增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼DH590D+Z。經(jīng)過試制發(fā)現(xiàn)，C元素的占比和退火工藝參數(shù)對DH590D+Z的組織性能有重要影響。通過多次成分及工藝參數(shù)調(diào)整后得知：C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制在0.105%～0.115%時(shí)，鋼卷的屈服強(qiáng)度和強(qiáng)拉強(qiáng)度均符合要求；依據(jù)過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線，在高于臨界冷卻速率15 °C/s前提下，通過提高退火溫度和保溫時(shí)間可以增加殘余奧氏體的占比，有效提高DH590D+Z的延伸率。

為了實(shí)現(xiàn)汽車輕量化節(jié)能減排、提高汽車安全性,先進(jìn)高強(qiáng)鋼在白車身中的應(yīng)用與日俱增，其中雙相鋼由于良好的綜合力學(xué)性能已經(jīng)成為先進(jìn)高強(qiáng)鋼中應(yīng)用量最大的鋼種[1-3]。然而，目前歐洲主流汽車企業(yè)意識到傳統(tǒng)的雙相鋼(DP鋼)在諸多高拉延性的零件上成形困難，難以滿足汽車設(shè)計(jì)復(fù)雜沖壓結(jié)構(gòu)件，而采用相變誘導(dǎo)塑性鋼(TRIP鋼)，則導(dǎo)致合金含量較高，焊接問題較大，并且延伸率富余，造成浪費(fèi)[4]。因此開發(fā)具有TRIP效應(yīng)的DP鋼，獲得高延展性DP鋼具有較好的經(jīng)濟(jì)適用性。本發(fā)明在傳統(tǒng)DP鋼的基礎(chǔ)上通過控制生產(chǎn)工藝的方式引入一定量穩(wěn)定的殘余奧氏體，通過變形過程中殘余奧氏體產(chǎn)生的 TRIP 效應(yīng)，延伸率可以提高20%～40%，在不增加成本的前提下提高成形性能，滿足復(fù)雜零件成形需求[5]。

成分設(shè)計(jì)

現(xiàn)階段為了滿足諸多高拉延、高翻邊零件的成形要求，往往采用較傳統(tǒng)DP鋼強(qiáng)塑積更高的淬火延性鋼(Q&P鋼)、中錳鋼、TWIP鋼和強(qiáng)成型性雙相鋼(DH 鋼)，但需添加較多合金元素，增加了合金成本，而且可焊接性降低。本研究在傳統(tǒng)DP鋼的基礎(chǔ)上以C-Si-Mn-Al為基礎(chǔ)合金體系，不添加Mo、Cr、Ti等貴重金屬，嚴(yán)格控制各元素占比，以較低合金成本設(shè)計(jì)590 MPa及以上級別的增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼，具體成分如表1所示。

表1 DH590D+Z的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

化學(xué)成分對DH590D+Z的組織性能有重要影響，重點(diǎn)針對C、Si、Mn、Al、Nb元素的作用進(jìn)行介紹：(1)C元素起到穩(wěn)定奧氏體的作用，在冷卻過程中合理控制C含量的占比可以獲得一定量穩(wěn)定的殘余奧氏體，并保證馬氏體的占比。但是C含量占比過多會降低鋼板的延伸率，增加脆性[6]；(2)Si元素能夠溶解于鐵素體起到固溶強(qiáng)化的作用，而且Si元素能夠促進(jìn)鐵素體中C、Mn元素向奧氏體中富集，有效抑制殘余奧氏體的分解，進(jìn)而保證了殘余奧氏體形變過程中通過發(fā)生TRIP效應(yīng)提高雙相鋼的延伸率。Si元素還能夠提高鐵素體(F)基體的連續(xù)性，避免馬氏體相互聯(lián)接，防止馬氏體區(qū)域出現(xiàn)裂紋，而且能提高鐵素體中C的活性，使其具有更好的韌性，從而優(yōu)化雙相鋼強(qiáng)度和韌性的平衡。但是如果添加過量，退火時(shí)容易在鋼帶表面氧化，降低鍍鋅浸潤性，造成鍍層缺陷，惡化鍍鋅板的點(diǎn)焊性，并且Si的氧化物形成的位置傾向于在晶界，損壞浸潤性的程度比Mn大，且Si較易氧化，所以其添加量也受到限制[7]；(3)Mn元素是良好的脫硫劑和脫氧劑，而且起到穩(wěn)定奧氏體、提高淬透性的作用，提高鋼板力學(xué)性能的均勻性。但是Mn含量占比過高會降低焊接性能[8]；(4)Al元素是鋼冶煉過程中常用的脫氧劑，同時(shí)起到細(xì)化晶粒、提高沖擊韌性的作用。Al元素可以有效抑制殘余奧氏體的分解，與Si元素有相似效果。但是Al元素控制不當(dāng)會引起連鑄過程中水口堵塞、夾雜物過多等問題[7]；(5)Nb元素通過抑制再結(jié)晶進(jìn)程對細(xì)化晶粒有顯著效果，和前述的Mn元素都有使CCT曲線右移的作用，易達(dá)到理想的組織構(gòu)成(鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體)，同時(shí)也能明顯提高熱軋時(shí)的變形抗力[9-10]。

關(guān)鍵工藝參數(shù)設(shè)計(jì)

增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼的生產(chǎn)流程為：鐵水預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→LF精煉→RH真空精煉→連鑄→熱軋→酸洗、冷軋→退火、熱鍍鋅→平整→成品檢驗(yàn)→包裝→出廠。

熱軋及冷軋關(guān)鍵工藝參數(shù)

連鑄坯經(jīng)加熱爐加熱后經(jīng)多道次粗軋和精軋后制成熱軋板，熱軋板厚度約3 mm。其中需要重點(diǎn)控制的工藝參數(shù)包括鑄坯加熱溫度、終軋溫度、卷取溫度，具體參數(shù)如表2所示。由于雙相鋼中的Nb元素有抑制再結(jié)晶的作用，為了獲得組織較為均勻的熱軋板，降低冷軋時(shí)的變形抗力，需要設(shè)定較高的熱軋終軋溫度，因此將熱軋終軋溫度設(shè)定為870～910 °C。卷取方式為“U型”卷取，卷取溫度設(shè)定為540～580 °C，目的是獲取沿軋向組織均勻的熱軋板。

表2 熱軋關(guān)鍵工藝參數(shù)表

考慮到冷軋機(jī)組的軋制能力和要求的最終產(chǎn)品規(guī)格，冷軋的變形量設(shè)定為55%～80%，冷軋?jiān)先肟诤穸葹?.5～5.5 mm，冷軋出口最終產(chǎn)品厚度為0.5～2.5 mm。

退火及熱鍍鋅關(guān)鍵工藝參數(shù)

退火工藝是保證雙相鋼中鐵素體(F)、馬氏體(M)、貝氏體(B)及殘余奧氏體(A)具有較理想占比的重要因素，加熱溫度、冷卻速率和終止溫度直接影響雙相鋼的組織性能。通過熱模擬試驗(yàn)測定雙相鋼的相變點(diǎn)，并繪制CCT曲線。退火關(guān)鍵工藝參數(shù)如表3所示，退火溫度變化曲線及CCT曲線如圖1所示。由圖1(b)CCT曲線可知冷卻速率對雙相鋼最終組織的影響非常明顯，當(dāng)冷卻速率≥15 °C/s時(shí)可避過珠光體(P)轉(zhuǎn)變區(qū)，因此將退火工藝中快冷段的冷卻速率設(shè)定為20 °C/s，終態(tài)組織由鐵素體+馬氏體(貝氏體)+殘余奧氏體構(gòu)成。退火工藝中的升溫及保溫階段是奧氏體形核及長大的過程，保溫時(shí)間影響奧氏體成分的均勻化，較長的保溫時(shí)間可以促使鐵素體中的C、Mn元素向奧氏體中富集，提高奧氏體的穩(wěn)定性，有利于殘余奧氏體的引入。因此，為保證終態(tài)組織中殘余奧氏體的占比，將退火工藝中保溫段設(shè)定為100 s。

圖1 連續(xù)退火溫度示意圖及CCT曲線：(a) 退火溫度曲線; (b) CCT曲線

表3 退火關(guān)鍵工藝參數(shù)表

為保證熱鍍鋅質(zhì)量，酸軋帶鋼退火后進(jìn)入鋅鍋的溫度設(shè)定為460～470 °C，鍍鋅后經(jīng)空冷、水淬冷卻至室溫。光整延伸率設(shè)定為0.6%～0.9%。

工業(yè)試制與結(jié)果分析

工業(yè)試制及成分調(diào)控

按前述設(shè)計(jì)的成分及相關(guān)工藝參數(shù)試制DH590D+Z，共試制10卷，有5卷性能不合，其中3卷強(qiáng)拉強(qiáng)度低于590 MPa，2卷屈服強(qiáng)度高于420 MPa。對全流程工藝參數(shù)排查后，發(fā)現(xiàn)熱軋、冷軋、退火及熱鍍鋅工藝均無異常。對成分配比排查后發(fā)現(xiàn)性能不合鋼卷的C含量接近上限值或者下限值，具體成分配比詳見表4。DH590D+Z要求C質(zhì)量分?jǐn)?shù)內(nèi)控為0.10%～0.12%，由表4可知，性能不合鋼卷中1-3號鋼卷的C質(zhì)量分?jǐn)?shù)接近內(nèi)控下限值0.10%，4、5號鋼卷的C質(zhì)量分?jǐn)?shù)接近內(nèi)控上限值0.12%。由于當(dāng)C質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.105%且低于0.115%時(shí)各項(xiàng)性能指標(biāo)滿足內(nèi)控要求，故將C質(zhì)量分?jǐn)?shù)內(nèi)控要求收縮為0.105%～0.115%。調(diào)整內(nèi)控要求后試制鋼卷各項(xiàng)性能均在要求范圍內(nèi)，各項(xiàng)性能指標(biāo)詳見表5。

表4 性能不合鋼卷化學(xué)成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 10-5

表5 成分調(diào)整后鋼卷的部分力學(xué)性能檢測值

按前述預(yù)先設(shè)計(jì)的工藝參數(shù)試制出鍍鋅板的強(qiáng)度偏高，為滿足不同客戶對DH590D+Z力學(xué)性能等指標(biāo)的要求，適當(dāng)調(diào)整退火、平整率等工藝參數(shù)，調(diào)整后退火工藝參數(shù)如表6所示，平整率調(diào)整為0.3%～0.6%。為適當(dāng)降低鍍鋅板的強(qiáng)度，將快冷段終止溫度升高至490～500 °C，并降低平整率。工藝調(diào)整后試制鋼卷的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度在滿足要求的前提下有所降低，詳見表7。

表6 退火工藝參數(shù)調(diào)整表

表7 工藝調(diào)整后鋼卷的部分力學(xué)性能檢測值

增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼DH590D+Z多用于制作形狀復(fù)雜且對強(qiáng)度要求較高的零部件，與其它鋼廠生產(chǎn)的增強(qiáng)成型雙相鋼相比，本文所述的雙相鋼在保證強(qiáng)度的基礎(chǔ)上擁有較強(qiáng)的沖壓成型性。圖2為不同來源590 MPa級增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼的成型性能對比圖，由于屈強(qiáng)比低或者強(qiáng)度不夠，其它鋼廠產(chǎn)品在成型過程中容易出現(xiàn)形狀不良或不能滿足強(qiáng)度測試標(biāo)準(zhǔn)。

圖2 產(chǎn)品成型性能對比圖

結(jié)果分析

C含量對力學(xué)性能的影響

增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼DH590D+Z的良好性能，取決于鐵素體、馬氏體及少量殘余奧氏體的最佳體積分?jǐn)?shù)配比，以及第二相馬氏體組織中的最佳C含量。增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼DH590D+Z的典型微觀組織形貌如圖3所示。

圖3 微觀組織形貌圖

相同工藝條件下，C質(zhì)量分?jǐn)?shù)偏高(接近初始成分設(shè)定上限0.12%)時(shí)，則在兩相區(qū)形成的γ組織穩(wěn)定性更高，易于在隨后的冷卻工藝過程中形成第二相馬氏體組織，且馬氏體組織中C含量偏高，造成屈服強(qiáng)度偏高、抗拉強(qiáng)度偏高的現(xiàn)象，且加工硬化指數(shù)偏低。

相同工藝條件下，C質(zhì)量分?jǐn)?shù)偏低(接近初始成分設(shè)定下限0.10%)時(shí)：C含量偏低的鋼卷，在兩相區(qū)形成的γ組織穩(wěn)定性較低，在隨后的緩冷過程中，取向附生鐵素體的生成量增多，而取向附生鐵素體的含C量要比先共析鐵素體的含C量低，從而影響鋼卷的強(qiáng)度；C含量偏低的鋼卷，在兩相區(qū)形成的γ組織中C含量偏低，則在隨后的冷卻工藝過程中形成第二相馬氏體組織中C含量偏低，從而影響鋼卷的強(qiáng)度。

因此將C質(zhì)量分?jǐn)?shù)的占比區(qū)間調(diào)整為0.105%～0.115%，以保證鋼卷的力學(xué)性能滿足要求。

退火工藝參數(shù)對力學(xué)性能的影響

退火溫度對鋼卷的最終組織構(gòu)成及力學(xué)性能有非常重要的影響，通過調(diào)整退火溫度，可以在一定程度上調(diào)控鐵素體及馬氏體的配比，進(jìn)而調(diào)控鋼卷的屈服強(qiáng)度和強(qiáng)拉強(qiáng)度。在不改變合金成分的前提下，適當(dāng)提高退火溫度，提高快冷段的冷卻速率，能夠增加殘余奧氏體的占比，殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)可以有效提高鋼卷的延伸率。

結(jié)論

(1) C含量的占比對增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼DH590D+Z的強(qiáng)拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度有顯著影響。通過工業(yè)試制發(fā)現(xiàn)，本實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)的合金體系中，C質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制在0.105%～0.115%時(shí)，鋼卷的力學(xué)性能較好。

(2) 退火工藝參數(shù)對增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼DH590D+Z的組織性能有重要影響，通過調(diào)整退火溫度及冷卻速率，可以調(diào)控鋼卷組織占比，進(jìn)而影響鋼卷的各項(xiàng)性能。

(3)增強(qiáng)成型性熱鍍鋅雙相鋼DH590D+Z廣泛應(yīng)用于汽車中成形較為復(fù)雜的橫梁、縱梁、門檻加強(qiáng)板等結(jié)構(gòu)安全類零件，已實(shí)現(xiàn)批量穩(wěn)定生產(chǎn)。