供稿|胡華東 /

汽車(chē)用熱鍍鋅低合金高強(qiáng)度鋼(HSLA鋼)具有較高的強(qiáng)韌度和良好的焊接性能，是傳統(tǒng)的優(yōu)秀的汽車(chē)結(jié)構(gòu)加強(qiáng)件用鋼，廣泛應(yīng)用于汽車(chē)的A柱加強(qiáng)件、內(nèi)側(cè)B柱、左右縱梁外板、座椅滑軌件、發(fā)動(dòng)機(jī)支架板、車(chē)門(mén)檻加長(zhǎng)件、左右前翼子板內(nèi)板、頂蓋橫梁、車(chē)窗臺(tái)加強(qiáng)梁等。高強(qiáng)度低合金鋼制造的零件一般對(duì)剛度要求較高，且要求碰撞時(shí)變形盡可能小，以減少車(chē)體變形，確保人身安全，滿足汽車(chē)行業(yè)高安全性、低能耗的要求[1]，被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)結(jié)構(gòu)件上，如懸掛件、底盤(pán)和加強(qiáng)件[2]。

近年來(lái)，為了滿足各行業(yè)加強(qiáng)度、減重量以及節(jié)能降耗的發(fā)展需求，高強(qiáng)鋼的研發(fā)受到廣泛關(guān)注。大量研究和生產(chǎn)實(shí)踐表明微合金化技術(shù)和控軋控冷工藝相結(jié)合是研發(fā)和生產(chǎn)低成本高強(qiáng)度鋼的有效途徑之一[3，4]。20世紀(jì)50年代，Hall 和Petch研究了晶粒尺寸與力學(xué)性能的關(guān)系，并指出細(xì)化晶粒能同時(shí)提高強(qiáng)度與韌性；20世紀(jì)60年代，Davenport A T等的研究表明低合金鋼在合適的工藝條件下可以析出一定體積分?jǐn)?shù)的納米粒子，產(chǎn)生明顯的沉淀強(qiáng)化效果[5]。

成分設(shè)計(jì)

成分設(shè)計(jì)是產(chǎn)品開(kāi)發(fā)的前提和基礎(chǔ)，H300LAD+Z鋼成分設(shè)計(jì)依據(jù)產(chǎn)品組織性能特點(diǎn)，結(jié)合山東鋼鐵集團(tuán)日照公司生產(chǎn)實(shí)際而進(jìn)行，具體化學(xué)成分見(jiàn)表1。采用C、Mn、P、Si固溶強(qiáng)化和Nb、Ti細(xì)晶強(qiáng)化及析出強(qiáng)化三種強(qiáng)化機(jī)制。

鋼中的含碳量越低，其焊接性能越好。C元素可以穩(wěn)定奧氏體組織，可以利用固溶體硬化強(qiáng)化基體。C在奧氏體中的固溶度比在鐵素體中高得多，如果增加C含量就能夠適當(dāng)降低Mn的含量，但是碳化物沉淀可能會(huì)降低C的固溶度。

表1 H300LAD+Z鋼的化學(xué)成分設(shè)計(jì)(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

Mn起固溶強(qiáng)化作用，過(guò)高的Mn含量會(huì)對(duì)鋼的塑性和沖擊性能產(chǎn)生嚴(yán)重的影響。Mn元素是奧氏體穩(wěn)定化元素，它的加入使Ms點(diǎn)降低。Mn既能以固溶狀態(tài)存在，也可以進(jìn)入滲碳體中取代一部分Fe原子，起固溶強(qiáng)化，強(qiáng)化基體的作用。

硅是固溶強(qiáng)化元素，固溶在鐵素體中，隨著硅含量的增加，鋼的強(qiáng)度顯著提高，冷成型性和焊接性能下降。硅含量增加，硅元素容易在鋼板表面形成致密的氧化層Mn2SiO4，從而影響材料的鍍鋅性能。

Nb、Ti為微合金化元素，其作用機(jī)理主要是通過(guò)細(xì)化晶粒和沉淀析出強(qiáng)化來(lái)提高鋼的強(qiáng)度，是強(qiáng)烈的碳、氮化合物形成元素，在鋼中主要以Nb和Ti的碳氮化物形式存在，阻止奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，最終使鐵素體晶粒尺寸變小，細(xì)化組織。

在傳統(tǒng)觀念中，磷在鋼中屬于有害元素，它會(huì)降低鋼的沖擊韌性，提高鋼的脆化溫度，惡化鋼的焊接性能。其實(shí)，那是磷與碳共同作用的結(jié)果，如果除去碳的影響，磷還能使塑性、韌性有所增加，使脆化溫度有所降低[6]。在除了碳、氮元素以外的諸多固溶體形成元素中，磷的固溶強(qiáng)化能力最大。在低碳鋼中，每增加0.01%的磷，其屈服強(qiáng)度可提高6.1～7.1 MPa，磷的固溶強(qiáng)化能力是硅的7倍，是錳的10倍。磷元素還可以提高烤漆硬化性，可解決成型性與碰撞抗凹性之間的矛盾。P作為提高強(qiáng)度的關(guān)鍵固溶元素，其加入量過(guò)小時(shí)不足以提高強(qiáng)度，加入量過(guò)大時(shí)會(huì)導(dǎo)致其他性能惡化，故P含量根據(jù)強(qiáng)度要求控制在0.01%～0.03%。

工業(yè)試制

試驗(yàn)鋼H300LAD+Z工業(yè)試制工藝流程：高爐鐵水→轉(zhuǎn)爐冶煉→吹氬(鋼包)→連鑄→精整→鑄坯下送→板坯加熱→粗軋→精軋→層流冷卻→卷取→鋼卷下送→酸洗+冷連軋→熱鍍鋅→光整→(精整)→涂油→包裝。

試驗(yàn)鋼的冶煉

統(tǒng)計(jì)分析樣本數(shù)為40爐鋼的該試驗(yàn)鋼實(shí)際生產(chǎn)成分情況，各個(gè)元素均在內(nèi)控范圍內(nèi)，偏差也很低，這為熱軋和冷軋生產(chǎn)以及性能穩(wěn)定性提供了有利的保證。H300LAD+Z試驗(yàn)鋼的實(shí)際化學(xué)成分見(jiàn)表2。

表2 H300LAD+Z試驗(yàn)鋼的實(shí)際化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

試驗(yàn)鋼的熱軋

把實(shí)驗(yàn)鋼加熱到1250℃，保溫5 min，然后以10℃/s的冷卻速率冷卻到900℃，保溫20 s后分別以0.1、0.2、0.5、1、5、10、20、50、60℃/s的速率冷卻，試驗(yàn)鋼熱模擬試樣的顯微硬度值如表3所示。

如圖1所示，在加熱過(guò)程中試樣隨溫度升高，膨脹量逐漸增加。在隨后的冷卻過(guò)程中，膨脹量隨著溫度的降低而減小，膨脹量的降低和溫度的降低呈線性關(guān)系，但是在發(fā)生相變的時(shí)候，膨脹曲線會(huì)出現(xiàn)轉(zhuǎn)折點(diǎn)。根據(jù)熱膨脹曲線上膨脹量的轉(zhuǎn)折點(diǎn)確定各相轉(zhuǎn)變的開(kāi)始點(diǎn)和結(jié)束點(diǎn)以及相變開(kāi)始溫度和終了溫度。

表3 試驗(yàn)鋼熱模擬試樣的顯微硬度值

圖1 連續(xù)冷卻時(shí)熱膨脹曲線示意圖

熱軋過(guò)程中強(qiáng)化軋制改善鋼材強(qiáng)度和韌性是對(duì)包括從軋前的加熱到最終軋制道次結(jié)束為止的整個(gè)軋制過(guò)程進(jìn)行最佳控制以使鋼材獲得預(yù)期的良好性能，熱軋態(tài)拉伸性能見(jiàn)表4。

表4 熱軋態(tài)H300LAD+Z鋼拉伸性能

實(shí)驗(yàn)研究表明，熱軋帶鋼終軋后快速冷卻可以阻止晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化熱軋晶粒，從而使成品強(qiáng)度提高。但如果晶粒尺寸過(guò)于細(xì)小，會(huì)降低冷軋成品的延伸率，層流冷卻速度還影響析出相的形態(tài)。對(duì)于低合金高強(qiáng)鋼，提高卷取溫度將促使析出相的充分析出，有利于降低再結(jié)晶溫度，促進(jìn)再結(jié)晶織構(gòu)的發(fā)展。通過(guò)不同卷取溫度下的金相組織分析表明，高溫卷取會(huì)使熱軋卷晶粒粗化。

冷軋壓下率

為了達(dá)到高的成形性能，采用的冷軋總壓下率60%～80%。

試驗(yàn)鋼的連續(xù)熱鍍鋅

H300LAD+Z試驗(yàn)鋼在高溫退火時(shí)要產(chǎn)生形變晶粒的回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大等過(guò)程，其中再結(jié)晶是一個(gè)顯微組織徹底重新改組并相對(duì)形變狀態(tài)性能發(fā)生根本性變化的過(guò)程。再結(jié)晶溫度是描述鋼再結(jié)晶行為的一個(gè)重要標(biāo)志，它較為客觀地反映了該鋼種的屬性。退火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼拉伸性能參數(shù)的影響見(jiàn)表5和表6。

表5 退火溫度對(duì)強(qiáng)度的影響

表6 退火溫度對(duì)延伸率和應(yīng)變硬化指數(shù)的影響

在熱鍍鋅生產(chǎn)過(guò)程中，各段爐溫和氣氛的控制是關(guān)鍵。帶鋼進(jìn)入鋅鍋的溫度過(guò)高或過(guò)低、形成的鐵-鋅合金層不同都會(huì)影響鋅層的附著性。爐內(nèi)氣氛不合理，如露點(diǎn)或氧含量高、帶鋼表面氧化層沒(méi)有得到充分還原，也會(huì)影響鋅層附著力。鍍層的附著力隨著鋅液鋁含量的提高而有所增加，鋅液鋁含量為0.21%時(shí)的鍍層附著性優(yōu)良。由于鋁對(duì)鐵比鋅對(duì)鐵的熱力學(xué)親合力大，因此，在鋅液中加入鋁，首先在界面上形成Fe2Al5初始相，薄而致密的Fe2Al5層作為中間層既能夠牢固地附著在鋼基表面又能夠起到黏附鍍層的作用，這就是隨著鋅液鋁含量的增加，鍍層附著性增加的原因所在。良好的Fe2Al5的形成與帶鋼厚度的波動(dòng)和帶鋼速度的合理匹配非常關(guān)鍵。若速度較慢，形成的脆性ζ相過(guò)多，會(huì)導(dǎo)致鋅層附著性變差。

如圖2所示，隨著預(yù)變形量的增加，屈服平臺(tái)的長(zhǎng)度減少，當(dāng)預(yù)拉伸量超過(guò)1.5%時(shí)，屈服平臺(tái)消失。也就是說(shuō)，該材質(zhì)鋼的生產(chǎn)工藝中，在其它成分和工藝正常情況下，在鍍鋅后工序環(huán)節(jié)，光整和拉伸矯直量需要在1.5%以上，才可以達(dá)到消除屈服平臺(tái)的目的。光整工藝的目的之一就是通過(guò)預(yù)變形消除屈服平臺(tái)，使被溶質(zhì)原子釘扎住的位錯(cuò)大部分基本脫釘，擺脫氣團(tuán)的包圍，使其在鋼板各方向能均勻的連續(xù)變形。同時(shí)，拉伸矯直工藝也能起到預(yù)拉伸變形的作用。

圖2 預(yù)變形量對(duì)屈服平臺(tái)的影響

試驗(yàn)鋼的組織性能分析

力學(xué)性能

用于測(cè)定室溫拉伸性能的試樣為垂直于軋制方向的橫向拉伸試樣，標(biāo)距寬度為20 mm，標(biāo)距長(zhǎng)度80 mm。測(cè)定的力學(xué)性能指標(biāo)包括屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率(A80)和n90。試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表7。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：試驗(yàn)鋼完全能滿足屈服強(qiáng)度300～360 MPa、抗拉強(qiáng)度410～460MPa、延伸率A80≥26%、n90≥0.15的技術(shù)要求，試驗(yàn)鋼鋼板的拉伸性能達(dá)到較好的控制水平，具有較好的成形性能，滿足產(chǎn)品技術(shù)要求。

表7 試驗(yàn)鋼板的力學(xué)性能

金相組織及析出物

試驗(yàn)鋼成品的典型金相組織形態(tài)如圖3所示。試驗(yàn)鋼成品組織由鐵素體+珠光體組成，晶粒度為10級(jí)。晶粒形狀等軸，晶界較平直，說(shuō)明再結(jié)晶充分。氧化物夾雜為1.5級(jí)，符合要求。

圖3 試驗(yàn)鋼成品典型金相組織形態(tài)

能譜分析如圖4所示，細(xì)小析出物為以Nb為主的Nb復(fù)合碳氮化物析出。分析試驗(yàn)鋼成品試樣中第二相粒子析出行為：Nb含量為0.010%時(shí)，沒(méi)有析出第二相粒子；Nb含量達(dá)到0.025%時(shí)，有第二相粒子析出；這些在鐵素體內(nèi)部析出的細(xì)小彌散分布的析出物不僅產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化效果，而且能夠阻礙奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變過(guò)程中所形成的鐵素體晶粒長(zhǎng)大，也能阻礙轉(zhuǎn)變后的鐵素體晶粒長(zhǎng)大，釘扎晶界，從而獲得細(xì)化的晶粒。能譜分析表明：第二相主要為球形，見(jiàn)圖4(a)，少數(shù)為方形和矩形，分布較均勻。第二相尺寸以20～60 nm為主，也有少量為100～200 nm，見(jiàn)圖4(b)。經(jīng)能譜分析，細(xì)小析出物為以Nb為主的Nb復(fù)合碳氮化物析出。微合金元素形成的高度彌散的碳、氮化物可以對(duì)奧氏體邊界起固定作用，從而阻止奧氏體晶界遷移，阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大。

結(jié)束語(yǔ)

實(shí)驗(yàn)表明，工業(yè)試制的熱鍍鋅低合金高強(qiáng)鋼H300LAD+Z為鐵素體組織，晶粒度10級(jí)，產(chǎn)品完全能滿足屈服強(qiáng)度300～360 MPa、抗拉強(qiáng)度410～460 MPa、延伸率A80≥26%、n90≥0.15的技術(shù)要求，具有良好的成形性能，鋼板鍍層均勻，可鍍性良好。熱鍍鋅低合金高強(qiáng)鋼H300LAD+Z主要供給合資品牌汽車(chē)主機(jī)廠，用于生產(chǎn)輪罩加強(qiáng)板、前后地板、前風(fēng)窗橫梁以及其他零部件，通過(guò)工業(yè)應(yīng)用表明熱鍍鋅低合金高強(qiáng)鋼H300LAD+Z的成形性、焊接性、涂鍍性、安全性均符合用戶使用要求。因此，熱鍍鋅低合金高強(qiáng)鋼H300LAD+Z的成分設(shè)計(jì)、工藝控制是合適的。

圖4 第二相粒子析出情況

攝影 賈大庸

[1] 屠孝模(譯). 汽車(chē)用高強(qiáng)度低合金(HSLA)鋼. 錫鋼科技，1995：61

[2] Repas P E. Metallurgical fundaments for HSLA steels. ASM International，1986：3

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