基于首鋼1號(hào)連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線的工藝配置，開發(fā)了一種低碳含鈮雙相鋼并對開發(fā)鋼的力學(xué)性能及顯微組織進(jìn)行了分析。結(jié)果表明，鈮可明顯細(xì)化雙相鋼的馬氏體島，開發(fā)的含鈮熱鍍鋅雙相鋼比高碳雙相鋼具有更低的碳當(dāng)量和更高的斷后伸長率。因?yàn)殁壍募?xì)化作用，馬氏體帶狀組織被顯著抑制。
為滿足車身減重和耐腐蝕性的需求，熱鍍鋅高強(qiáng)度鋼在汽車工業(yè)中的用量持續(xù)增長。因?yàn)榫哂械颓鼜?qiáng)比、高初始加工硬化指數(shù)、良好的均勻伸長率和烘烤硬化值，熱鍍鋅雙相鋼在近年被廣泛應(yīng)用。采用熱鍍鋅生產(chǎn)線生產(chǎn)雙相鋼的過程中，鋼帶從兩相區(qū)快速冷卻后必須在460℃處理以完成鍍鋅。該過程中奧氏體容易轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，導(dǎo)致雙相鋼的高屈服強(qiáng)度、低硬化能力和低斷后伸長率。為了解決上述問題，改善兩相區(qū)退火后奧氏體的穩(wěn)定性十分必要。但如果過分添加碳錳鉻鉬及其他合金元素，不僅會(huì)導(dǎo)致涂鍍性能惡化，而且會(huì)增加合金成本。在本研究中，鈮微合金化被用于開發(fā)一種低碳的780MPa級熱鍍鋅雙相鋼（簡稱開發(fā)鋼），以改善鋼的強(qiáng)度塑性積。
1連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線的特點(diǎn)
連續(xù)熱鍍鋅退火熱循環(huán)如圖1所示。實(shí)際生產(chǎn)雙相鋼的帶鋼運(yùn)行速度范圍在60-110m/ min。以60m/min和110m/min為例，帶鋼運(yùn)行速度為60m/min時(shí)，帶鋼的加熱速度為1.6℃/ s、均熱時(shí)間為109s、緩冷速度為8.8℃/s、快冷速度為18.8℃/ s；帶鋼運(yùn)行速度為110m/min時(shí)，帶鋼的加熱速度為2.9℃/ s、均熱時(shí)間為59s、緩冷速度為16.1℃/s、快冷速度為34.4℃/s?？梢钥闯?，帶鋼速度對于熱鍍鋅退火熱循環(huán)的參數(shù)影響極大。
當(dāng)生產(chǎn)厚規(guī)格帶鋼或者帶鋼板形質(zhì)量、跑偏狀態(tài)等不佳時(shí)，有必要采用低帶速完成退火周期，但是這會(huì)導(dǎo)致低的冷卻速度，并且增加帶鋼在均衡段和爐鼻子區(qū)域的停留時(shí)間，這將增加貝氏體轉(zhuǎn)變的可能性。
2化學(xué)成分設(shè)計(jì)與分析
為了克服生產(chǎn)線冷卻能力的限制，在原來的設(shè)計(jì)中，高碳含量被用于增加奧氏體的穩(wěn)定性，并且應(yīng)用硅在鐵素體中的偏聚去間接穩(wěn)定奧氏體。
為了解決高碳含量帶來的焊接問題，開發(fā)了具有低碳體系的新成分，其碳含量僅為0.07%?？紤]到鍍鋅的影響，未加入硅。為了確保奧氏體的穩(wěn)定性以便在快冷過程中轉(zhuǎn)化為馬氏體，少量的鉬和硼也被加入。為了消除氮和硼的結(jié)合，加入少量鈦起到固氮作用。鈮作為晶粒細(xì)化元素被加入鋼中，不僅可以細(xì)化鐵素體，而且可以細(xì)化兩相區(qū)退火過程生成的奧氏體。因?yàn)轶w積效應(yīng)，奧氏體將更加穩(wěn)定，并在冷卻中轉(zhuǎn)化為馬氏體。
為對比鈮微合金化的作用，將目前量產(chǎn)的鋼（簡稱參考鋼）與開發(fā)鋼做對比分析。參考鋼和開發(fā)鋼的化學(xué)成分見表1。
近年來，新日鐵公司為解決工程需要，得出了一個(gè)考慮多種元素綜合作用的碳當(dāng)量計(jì)算公式，本研究采用該公式評估參考鋼和開發(fā)鋼的碳當(dāng)量。該公式如式1所示。
Ceq=C + Acarbon×[Si/24 + Mn/16+Cu/15 + Ni/20 + （Cr + Mo + V + Nb）/5 + 5B] （1）
式中：各元素符號(hào)分別代表該元素的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，Ceq為碳當(dāng)量，Acarbon為碳適應(yīng)系數(shù)。
Acarbon表達(dá)式如下：
Acarbon = 0.75 + 0.25t gh［20（C-0.12）］ （2）
式中：tgh為雙曲函數(shù)。
通過計(jì)算，參考鋼和開發(fā)鋼的碳當(dāng)量分別為0.34，0.20。
3試制及結(jié)果
為了獲得低的冷軋軋制力并確保帶鋼板形，熱軋板僅含有鐵素體和珠光體，避免出現(xiàn)低溫轉(zhuǎn)變相。熱軋關(guān)鍵溫度見表2。
熱軋板的厚度為4.5mm，經(jīng)過酸洗后冷軋到1.8mm。
開發(fā)鋼與參考鋼的力學(xué)性能見表3所示，參考鋼是在工業(yè)生產(chǎn)線上生產(chǎn)并通過了光整軋制。開發(fā)鋼是在實(shí)驗(yàn)室獲得，未經(jīng)過光整軋制。由表3可見，雖然開發(fā)鋼碳含量不到參考鋼的一半，但其力學(xué)性能相當(dāng)，說明Nb微合金化，并配合其他合金元素的作用，可充分降低碳含量而不惡化力學(xué)性能。
在參考鋼中，馬氏體島的尺寸較大，且馬氏體條帶明顯；但是在開發(fā)鋼中，馬氏體島的尺寸較小且馬氏體條帶消失。雖然熱鍍鋅生產(chǎn)線退火參數(shù)調(diào)節(jié)的空間很小，但是每個(gè)重要的因素仍需要關(guān)注。
圖2給出了兩相區(qū)退火與完全奧氏體化后的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變及首鋼熱鍍鋅退火冷卻參數(shù)及調(diào)節(jié)范圍。由圖2可見：
1）兩相區(qū)奧氏體化后比完全奧氏體化后的奧氏體更加穩(wěn)定，在冷卻階段幾乎沒有珠光體和貝氏體的轉(zhuǎn)變，（見圖2a）。
2）基于鍍鋅生產(chǎn)線的參數(shù)，快速冷卻速度在18-35℃/s，可以完全避開珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變，因此，快速冷卻對鋼種力學(xué)性能的影響在本研究中不關(guān)注（見圖2b）。
考慮到奧氏體相變的過熱度，設(shè)定A1（奧氏體開始轉(zhuǎn)變的平衡溫度）或A3（奧氏體結(jié)束轉(zhuǎn)變的平衡溫度）溫度加50℃作為Ac1和Ac3,在Ac1到Ac3的溫度區(qū)間內(nèi)選擇不同的退火溫度退火，以調(diào)查退火溫度對力學(xué)性能的影響。
兩相區(qū)退火溫度對開發(fā)雙相鋼力學(xué)性能的影響如圖3所示。
由圖3可見，740℃的低退火溫度使得開發(fā)鋼具有高的屈服強(qiáng)度和低的斷后伸長率。退火溫度為770℃時(shí)，開發(fā)鋼具有最低的屈服強(qiáng)度和最高的斷后伸長率。當(dāng)溫度進(jìn)一步上升，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都顯著升高，但是斷后伸長率惡化。上述現(xiàn)象的原因是因?yàn)殁壍奶砑訉?dǎo)致鐵素體在低溫退火情況下不能充分再結(jié)晶，然而高溫退火使得最終馬氏體含量增加。
從工業(yè)生產(chǎn)的開發(fā)鋼與參考鋼進(jìn)行橫向折彎試驗(yàn)（彎曲半徑等于板厚）可以看出，在較小的半徑彎曲中，參考鋼出現(xiàn)嚴(yán)重的開裂，而Nb微合金化的開發(fā)鋼
表現(xiàn)良好。
實(shí)際上這種現(xiàn)象與開發(fā)鋼的顯微組織密不可分。細(xì)小無帶狀的馬氏體顆粒使得軟硬相界面離散，在局部大應(yīng)變中不易導(dǎo)致相界面的早期開裂，從而使得開發(fā)鋼具有較好的折彎性。
4結(jié)論
1）基于首鋼的生產(chǎn)線，鈮添加可以減少碳在780MPa級雙相鋼中的含量，且可以獲得與高碳鋼相似的力學(xué)性能。
2）鈮添加在鋼中明顯細(xì)化了馬氏體島，且馬氏體帶狀消失，鋼具有更好的彎曲性。
（鄺霜 韓赟 姜英花 王勇圍）