CSP汽车高强钢280VK研制开发
罗晓阳;赵小龙;王瑾
【期刊名称】《金属世界》
【年(卷),期】2017(000)002
【总页数】5页(P29-33)
【作 者】罗晓阳;赵小龙;王瑾
【作者单位】酒钢宏兴股份有限公司碳钢薄板厂,甘肃嘉峪关 735100;酒钢宏兴股份有限公司碳钢薄板厂,甘肃嘉峪关 735100;酒钢宏兴股份有限公司碳钢薄板厂,甘肃嘉峪关 735100
【正文语种】中 文
结果表明，主要冶炼成分为0.065%C、0.70%Mn、0.025%Ti及0.020%Nb生产的280VK并采用630 ℃冷点温度及670 ℃热点温度进行罩式炉退火后的冷轧钢带铁素体晶粒大小分布均匀，尺寸为10～15 μm，第二相粒子为TiC与NbC复合析出的Ti(Nb)C粒子为主，得到的280VK冷轧钢带力学性能优异具有较低的屈强比及良好的表面质量，同时生产成本得到大幅度降低。
随着汽车工业的高速发展和节能减排的要求，轻量化材料被汽车生产大量采用。高强度钢的大量应用不仅起到了节能减排的作用，同时还能提高汽车的安全性能，保持汽车的生产成本和提高其回收利用率[1]。280VK冷轧钢带属于低合金高强度汽车用钢，国内市场的280VK主要有宝钢B280VK、攀钢P280VK、涟钢L280VK等。宝钢B280VK力学性能要求如表1所示。280VK主要采用连退工艺生产[2]，某钢厂采用CSP产线通过罩式退火工艺生产280VK。本文通过对比不同方案生产的280VK冷轧钢带力学性能及显微组织分析，开发了汽车高强钢带280VK，并确定了最优生产工艺。
生产工艺路线MIX→DES→BOF→LF→CSP→PLT CM→BAF→SPM，实验方案成分设计如表2所示。
方案1～3采用66.7%冷轧压下率，每种方案下取两个试样依次进行编号，并采用不同退火温度进行罩式炉退火，试样成品公称厚度为1.0 mm，退火温度及力学性能如表3所示。
试样经平整后，通过5569A型电子万能材料试验机进行横向拉伸实验，测定屈服强度、抗拉强度、断后伸长率。通过SZXI6型体视显微镜、JEOL5600LV扫描电子显微镜观察冷轧成品钢带的显微组织形貌及析出物。
C、Mn元素的影响
从表2中可看出，方案1主要的强化元素为C、Mn，通过C、Mn元素的固溶强化作用提高强度。从表3中可以看出，1#试样退火冷热点温度为520/560 ℃断后伸长率仅为17.0%与最小28%的要求相差较远，屈服强度、抗拉强度超出标准要求较多，金相组织如图1(a)所示。金相组织基本呈“带状”组织，晶粒的再结晶过程没有完全完成。2#试样退火冷热点温度为560/600℃抗拉强度415 MPa小于标准要求，同时断后伸长率富余量较小，金相组织如图1(b)所示。晶粒基本完成了再结晶过程，但晶粒尺寸明显不均匀，小晶粒的尺寸约为4～6 μm，较大晶粒的尺寸约20～30 μm，虽然晶粒基本上都完成了再结晶过程中的回复、形核过程，但个别晶粒仍在处于长大的过程，长大不充分。
C、Mn元素均属于固溶强化元素，C元素在铁素体中形成间隙固溶体，Mn元素在铁素体中形成置换固溶体[3]。形成的固溶体强度和硬度均高于铁素体，但塑性较低，同时间隙固溶体强化效果一般要比置换固溶体更为显著[4]。各元素的固溶强化能力如图2所示[3]。
图2 中C、Mn均是强化能力很强的固溶强化元素，随着C、Mn含量的增加钢带强度上升塑性降低。低碳钢中，C含量每增加0.01%强度增加约20 MPa，Mn含量每增加0.1%强度增加10 MPa。
可见，在CSP工艺下通过罩式退火方式生产280VK，仅通过C、Mn元素强化，280VK抗拉强度难以达到440 MPa要求，低于要求25 MPa左右。
Ti元素的影响
从表2中可看出，方案2是在方案1的基础上添加了0.060%的Ti，同时降低了0.20%的Mn。通过C、Mn元素进行固溶强化，同时通过Ti形成细小的析出物弥散分布于铁素体基体中，进行析出强化。从表3中可以看出，3#试样退火冷热点温度为560/600 ℃断后伸长率仅为10.5%，抗拉强度超出标准236 MPa。原因在于Ti抑制了再结晶过程的发生，Ti合金化的钢只在较长
的退火周期后才开始损失强度[5]，使得加工硬化后的带钢在退火过程中仅发生了晶粒的回复阶段，金相组织如图3(a)所示。4#试样退火冷热点温度为630/ 670 ℃抗拉强度497 MPa高于标准57 MPa，断后伸长率满足要求但没有富余量，同时带钢边部的表面出现了组分为MnS的氧化缺陷，金相组织如图3(b)所示。
从图3可以看出，3#试样采用560/600 ℃退火时，金相组织基本还处于的“轧硬”状态，晶粒细小，呈明显的轧制方向分布，位错密度大，钢中依旧存在很大的内应力，带钢强度高，塑性差。随着退火温度提升至630/670 ℃时，4#试样的晶粒基本完成了再结晶过程，晶粒基本呈“饼形”，晶粒尺寸为10～15 μm，但存在小晶粒较多，小晶粒尺寸集中在3～5 μm之间。与2#试样相比，4#试样的金相照片上没有较多的碳化物，主要在于部分C化物与Ti化合，并在晶界上析出，形成较小的TiC粒子，对析出物进行了观察分析，如图4所示。
从能谱分析图可以看出，Ti、C的质量分数比约为3.3，因受基体影响C含量较高，可认为原子比接近1︰1，其尺寸约为130 nm。TiC粒子主要沿晶界分布，这是由于溶质原子在钢铁基体中的晶体缺陷位置处通常会发生溶质偏聚现象[6]，晶界是晶体结构相同但位向不同的晶粒之间的界面，属于晶体面缺陷的一种，所以也会发生溶质偏聚。细小的TiC粒子分布在晶界
处，牢牢的钉扎主位错，使位错不能发展，这就需要更高的变形储能才能使位错脱钉，提高了带钢的强度，随着细小的二相粒子数目的增多，其强度升高。
可见，在C、Mn元素固溶强化的基础上通过Ti合金化形成细小TiC粒子使带抗拉钢强度提升至497 MPa，满足280VK标准要求，但带钢塑性差。随着退火温度的升高，带钢韧性改善，但钢卷边部的表面形成氧化缺陷。
Nb元素的影响
从表2中可看出，方案3是在方案2的基础上降低Mn含量至0.70%，Ti含量降低至0.025%同时添加了0.020%的Nb。通过Nb、Ti化合物析出的细小第二相粒子对铁素体晶粒的细化起到细晶强化、沉淀强化的作用。从表3中可以看出，5#试样采用610/ 650 ℃退火，强度及断后伸长率均满足标准要求，但强度指标富余量较大，并且屈强比达到0.78，导致钢带在冲压制件过程中出现“反弹”现象，金相组织如图5(a)所示。6#试样采用630/670℃退火，强度及断后伸长率均满足标准要求，断后伸长率富余量较大，塑性良好，屈强比为0.69，同时带钢表面边部无氧化缺陷出现，金相组织如图5(b)所示。
从图5可以看出，两种退火温度下晶粒均完成了再结晶过程，晶粒呈“饼形”。5#试样相比较6#试样晶粒较小，尺寸基本维持在8～12 μm，同时晶粒的不均匀性要大于6#试样，6#试样晶粒尺寸基本为10～15 μm，并对6#试样第二相粒子显微形貌进行观察分析，如图6所示。汽车罩
从能图6可以看出，析出物的主要成分为Ti、Nb、Mn、C，析出物尺寸约为80 nm，分布于晶内。能谱中观察到Mn峰主要因Mn元素固溶于铁素体基体内，怀疑二相粒子呈“薄片”状，被电子束射线击穿，出现了较高的Mn峰。因此，可以假定析出为Ti(Nb)C粒子，按照TiC、NbC化合物 1︰1的原子比计算出析出物中C的总质量分数为0.95%与本文中的检测数据0.9%基本接近，由此判断析出物为TiC与NbC复合析出。带钢在受力变形过程中，位错需通过绕过或切过机制才能经过Ti(Nb)C粒子，使变形所需能量增加，因而对钢带产生了第二相强化，且第二相数量越多，尺寸越小，强化效果越显著。冷轧罩式退火板强化机理分析表明[7]，铌微合金化低合金高强钢的主要强化方式是细晶强化和NbC的沉淀强化，并且降低了间隙原子的影响，改善了带钢的韧性，使钢带具有较好的冲压性能。6#试样相比4#试样，具有较低的强度比及较高的断后伸长率，更利于280VK汽车零配件的加工。
可见，某钢厂在C、Mn强化的基础上通过微量Nb、Ti合金化生产的280VK具有较高抗拉强度、低屈强比及良好成型性。
退火温度的影响
某钢厂6#试样的汽车高强钢280VK再结晶温度约在610 ℃，工业生产采用高于再结晶温度20 ℃的退火温度，罩式炉采用冷热点温度差ΔT=40 ℃退火温度可以取的合理塑性及强度指标，同时避免带钢边部表面氧化缺陷的产生。随着Nb、Ti含量的增加，铁素体晶粒的再结晶温度被提升，某钢厂通过CSP产线罩式炉工艺生产的汽车高强钢280VK，当Ti含量为0.025%，Nb含量为0.020%时，铁素体晶粒的再结晶温度上升40 ℃。
(1) CSP产线下采用罩式退火工艺生产280VK，仅通过C、Mn元素强化，抗拉强度低于440 MPa要求，需要增加Nb、Ti。
(2) C、Mn元素固溶强化及细小TiC粒子析出强化提升280VK抗拉强度至440 MPa以上，但塑性差，随退火温度升高，塑 性改善，但钢卷表面边部形成氧化缺陷。
(3) 通过C、Mn固溶强化及微量Nb、Ti合金化的280VK具有较高抗拉强度、低屈强比及良好成型性。随Nb、Ti含量增加，再结晶温度上升，当Ti含量为0.025%，Nb含量为0.020%时，再结晶温度上升40 ℃。
【相关文献】
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[2] 胡洪林，马孝娟，卢鹏程. 八钢冷轧B280VK汽车结构钢的罩退工艺研究.新疆钢铁，2015(2)：1
[3] 康永林. 现代汽车板工艺及成形理论与技术. 北京：冶金工业出版社，2009
[4] 潘金生，仝健民，田民波. 材料科学基础. 北京：清华大学出版社，1986
[5] 刘浩，陈晓，李平和，等. Nb-Ti微合金高强度钢 1.5mm 冷轧板退火组织和第二相析出行为. 特殊钢，2006，27(3)：26
[6] 雍岐龙. 钢铁材料中的第二相. 北京：冶金工业出版社，2006
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