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

隨著能源和環(huán)境問(wèn)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(jìn)高強(qiáng)鋼在汽車車身上的應(yīng)用種類、使用比例和強(qiáng)度級(jí)別逐漸提高[1-2]。在這些先進(jìn)高強(qiáng)鋼中，復(fù)相鋼具有較高的強(qiáng)塑性以及優(yōu)良的翻邊、折彎和擴(kuò)孔性能，可用于制造各類對(duì)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(yīng)用[3-6]。其中，汽車底盤類零件屬于非表面件，對(duì)鋼板的表面質(zhì)量要求不高，但對(duì)折彎和擴(kuò)孔等局部成形性能要求非常高，因此通常用熱軋或酸洗復(fù)相鋼制造。目前，國(guó)外的一些公司已經(jīng)可以穩(wěn)定生產(chǎn)1000 MPa級(jí)熱軋復(fù)相鋼，國(guó)內(nèi)的一些公司也已實(shí)現(xiàn)800 MPa級(jí)熱軋復(fù)相鋼穩(wěn)定供貨，并且完成1000 MPa級(jí)熱軋復(fù)相鋼研發(fā)[6-9]。

然而，由于熱軋和酸洗復(fù)相鋼表面無(wú)鍍層保護(hù)，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(fù)相鋼已無(wú)法滿足底盤零件高耐蝕性要求。近年來(lái)，熱基鍍鋅技術(shù)的快速發(fā)展，為開(kāi)發(fā)具有表面鍍層的熱軋復(fù)相鋼提供了可能。但是，由于生產(chǎn)設(shè)備和工藝技術(shù)的限制，目前只有少數(shù)企業(yè)具備熱基鍍鋅復(fù)相鋼的供貨能力。鑒于此，本文以低碳復(fù)相鋼為研究對(duì)象，采用優(yōu)化的生產(chǎn)工藝制備了所需的試驗(yàn)鋼，并通過(guò)SEM、TEM及力學(xué)性能測(cè)試等方法分析了退火鍍鋅過(guò)程中熱軋復(fù)相鋼顯微組織、析出相和力學(xué)性能的演變規(guī)律，開(kāi)發(fā)了800 MPa級(jí)熱基鍍鋅復(fù)相鋼工業(yè)產(chǎn)品。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼板坯的化學(xué)成分如表1所示。為了避免Si元素選擇性氧化對(duì)鍍鋅表面質(zhì)量的影響，試驗(yàn)鋼采用低Si設(shè)計(jì)。鋼中添加Cr、Mo、Nb、Ti，通過(guò)微合金元素的添加及成分調(diào)控，可得到析出強(qiáng)化及固溶強(qiáng)化的良好匹配效果，有助于試驗(yàn)鋼獲得較高的抗拉強(qiáng)度和擴(kuò)孔性能[6]，從而使試驗(yàn)鋼達(dá)到較好的綜合性能。

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

圖1為試驗(yàn)鋼的熱軋及退火鍍鋅工藝的示意圖。首先將試驗(yàn)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(jìn)行粗軋和精軋，控制終軋溫度不低于880 ℃，隨后經(jīng)層流冷卻至500 ℃以下卷取，得到2.5 mm厚的熱軋復(fù)相鋼。待熱軋復(fù)相鋼冷至室溫后，開(kāi)卷進(jìn)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(chǎn)線進(jìn)行，首先將帶鋼預(yù)熱至220 ℃，隨后以10 ℃/s的速率加熱至620～680 ℃進(jìn)行均熱，均熱時(shí)間為50～150 s，接著以15 ℃/s的冷卻速率冷至460 ℃進(jìn)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(jīng)機(jī)械研磨和拋光后，用體積分?jǐn)?shù)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(xì)組織及可動(dòng)位錯(cuò)形貌。析出相的觀察采用碳萃取復(fù)型試樣，經(jīng)研磨和拋光后，放入體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液中侵蝕，然后用噴涂?jī)x在其表面噴附一層碳膜，并劃分網(wǎng)格，接著用體積分?jǐn)?shù)為10%的硝酸酒精溶液使碳膜與試樣分離，碳膜經(jīng)去離子水清洗后放入銅網(wǎng)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(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 24174—2009《鋼 烘烤硬化值(BH2)的測(cè)定方法》，在熱軋態(tài)和退火鍍鋅鋼板上沿縱向切取初始標(biāo)距為80 mm的拉伸試樣，利用ZWICK/Roell Z100拉伸試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)鋼板的強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和烘烤硬化值(BH2)，拉伸速率為2.0 mm/min。根據(jù)GB/T 15825.4—2008《金屬薄板成形性能與試驗(yàn)方法 第4部分：擴(kuò)孔試驗(yàn)》，利用ZWICK BUP1000成形試驗(yàn)機(jī)測(cè)定熱軋態(tài)和退火鍍鋅鋼板的擴(kuò)孔率。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

熱軋態(tài)和退火鍍鋅試驗(yàn)鋼的顯微組織如圖2所示。由圖2(a)可見(jiàn)，熱軋態(tài)試驗(yàn)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(zhǎng)狀，這是因?yàn)樵囼?yàn)鋼中Nb、Ti含量較高，提高了再結(jié)晶溫度，導(dǎo)致終軋溫度進(jìn)入未再結(jié)晶區(qū)，奧氏體晶粒不斷被壓扁拉長(zhǎng)，相變后的部分鐵素體遺傳了奧氏體晶粒拉長(zhǎng)的形態(tài)。馬氏體尺寸相對(duì)較大，內(nèi)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(duì)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(gòu)成粒狀貝氏體組織。經(jīng)退火鍍鋅后，試驗(yàn)鋼的顯微組織主要由鐵素體和高溫回火馬氏體構(gòu)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(jī)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(yàn)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(yàn)鋼鐵素體內(nèi)的位錯(cuò)形貌，結(jié)果如圖3所示。圖3(a)為熱軋?jiān)囼?yàn)鋼中的板條馬氏體和被馬氏體包圍的鐵素體組織，可見(jiàn)鐵素體內(nèi)存在大量可動(dòng)位錯(cuò)。熱軋后的層流冷卻過(guò)程中，首先發(fā)生鐵素體相變，當(dāng)冷至500 ℃以下卷取時(shí)，未轉(zhuǎn)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(dǎo)致鐵素體內(nèi)部出現(xiàn)大量可動(dòng)位錯(cuò)。在進(jìn)行退火鍍鋅時(shí)，由于均熱溫度較高，組織回復(fù)明顯，鐵素體內(nèi)可動(dòng)位錯(cuò)與其他位錯(cuò)相互纏結(jié)、抵消，位錯(cuò)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(yàn)鋼鐵素體內(nèi)的位錯(cuò)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(yàn)鋼中的析出相形貌及能譜如圖4所示。圖4(a)為熱軋?jiān)囼?yàn)鋼中的橢球形或棒狀析出相形貌，尺寸較大，長(zhǎng)軸尺寸集中在50 nm左右。這是由于卷取后的緩慢冷卻過(guò)程中，析出相有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大粗化。圖4(b)為圖4(a)中圓圈標(biāo)示析出相的能譜，其中Nb、Ti和Mo的衍射峰明顯可見(jiàn)，可知其為Nb、Ti和Mo的復(fù)合碳化物。圖4(c)為鍍鋅試驗(yàn)鋼中的球形析出相形貌，尺寸約20 nm，遠(yuǎn)小于熱軋?jiān)囼?yàn)鋼中的析出相。圖4(d)為圖4(c)中圓圈標(biāo)示析出相的能譜，表明這部分細(xì)小的析出相也是Nb、Ti和Mo的復(fù)合碳化物。由于圖4(c)中觀察到的析出相尺寸細(xì)小、尚未粗化，推測(cè)其并非在熱軋卷取過(guò)程中析出，而是在退火鍍鋅過(guò)程中析出。

圖4 熱軋態(tài)和退火鍍鋅試驗(yàn)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(xué)性能

圖5為試驗(yàn)鋼力學(xué)性能測(cè)試方向示意圖。表2為熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。由表2可見(jiàn)，熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的縱向屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、屈強(qiáng)比和斷后伸長(zhǎng)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(yàn)鋼45°方向的屈服和抗拉強(qiáng)度分別降低8 MPa和15 MPa，屈強(qiáng)比一致，斷后伸長(zhǎng)率稍有升高；橫向屈服和抗拉強(qiáng)度分別升高41 MPa和21 MPa，屈強(qiáng)比升高至0.71，斷后伸長(zhǎng)率略有下降。由圖2(a)可知，熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織主要由鐵素體、馬氏體和馬/奧島構(gòu)成，鐵素體屬于軟相，易于屈服，馬氏體和馬/奧島屬于硬相，對(duì)提高抗拉強(qiáng)度有利，因此熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼具有較低的屈強(qiáng)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(guò)程中，軟硬相界面之間極易產(chǎn)生裂紋，導(dǎo)致熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的擴(kuò)孔率偏低，只有31%。

圖5 試驗(yàn)鋼力學(xué)性能測(cè)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(yàn)鋼的力學(xué)性能

退火鍍鋅試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能見(jiàn)表3。由表3可知，鍍鋅試驗(yàn)鋼的縱向屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、屈強(qiáng)比、斷后伸長(zhǎng)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(yàn)鋼相比，鍍鋅試驗(yàn)鋼的縱向屈服強(qiáng)度升高140 MPa，抗拉強(qiáng)度降低76 MPa，屈強(qiáng)比和斷后伸長(zhǎng)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(dòng)位錯(cuò)密度大幅降低，并且析出更多細(xì)小的Nb、Ti和Mo的復(fù)合碳化物阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度大幅升高。同時(shí)，馬氏體和馬/奧島在退火鍍鋅過(guò)程中分解，得到高溫回火馬氏

表3 退火鍍鋅試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

體組織，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度顯著降低。與熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼相比，退火鍍鋅試驗(yàn)鋼的鐵素體和回火馬氏體之間強(qiáng)度、硬度差異減小，協(xié)同變形能力增強(qiáng)，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(kuò)孔率達(dá)到53%。另外，鍍鋅試驗(yàn)鋼縱向、45°方向和橫向的屈服強(qiáng)度最大差值為21 MPa，抗拉強(qiáng)度最大差值為28 MPa，均低于熱軋態(tài)，表明鍍鋅試驗(yàn)鋼的各向異性顯著降低。圖6為鍍鋅試驗(yàn)鋼縱向的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線，可見(jiàn)鍍鋅試驗(yàn)鋼呈連續(xù)屈服。整體上，開(kāi)發(fā)的鍍鋅復(fù)相鋼屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和烘烤硬化值均達(dá)到了VDA 239-100：2016Flacherzeugnisseausstahlzurkaltumformungsheetsteelforcoldforming標(biāo)準(zhǔn)要求，并且具有較高的擴(kuò)孔性能，適合于復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的成形。

圖6 退火鍍鋅試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.6 Engineering stress-engineering strain curve of the annealing galvanized tested steel

3 結(jié)論

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

2) 退火鍍鋅過(guò)程中，馬氏體和馬/奧島分解形成高溫回火馬氏體，鐵素體內(nèi)可動(dòng)位錯(cuò)密度降低，同時(shí)析出納米級(jí)Nb、Ti和Mo的復(fù)合碳化物，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度降低，屈服強(qiáng)度和擴(kuò)孔率顯著提高。

3) 熱基鍍鋅復(fù)相鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和烘烤硬化值分別為769 MPa、852 MPa、14.5%和43 MPa，擴(kuò)孔率達(dá)到53%，具有良好的力學(xué)性能和局部成形性能。