汽車輕量化技術(shù)正處于快速發(fā)展階段,鋼制車輪是汽車的重要零部件,也向著高強度、薄規(guī)格方向發(fā)展,采用強度為600 MPa級的高強度鋼鐵材料制成的車輪較原普通低合金、高強度車輪減重10%以上[1]。浙江市場上汽車車輪用鋼年需求量近10萬噸,市場容量較大,但普遍強度在500 MPa以下。傳統(tǒng)高強度汽車車輪用鋼已經(jīng)開始用于制造汽車輪輻,但汽車輪輞的制造仍存在技術(shù)瓶頸,主要體現(xiàn)在對焊部位擴口開裂[2]、輪輞滾壓成型開裂、輪輻和輪輞組合焊接熱影響部位疲勞強度不足等。制造輪輞對高強度鋼的局部成形性和焊接性能要求極高,鑒于此,研究并制造出同時適合輪輞和輪輻生產(chǎn)工藝的高強度級別、延伸凸緣性能的經(jīng)濟型熱軋車輪用鋼,可以增加國內(nèi)汽車車輪用鋼的品種,提高其質(zhì)量,以滿足汽車輕量減薄的發(fā)展趨勢。 

先進高強鋼（AHSS）兼具高強度和較好的成形性能,廣泛應用于車身的結(jié)構(gòu)件和安全件中[3]。復相（CP）鋼是熱軋先進高強鋼的一種,其顯微組織主要由鐵素體和貝氏體組成,這種混合組織比雙相鋼的馬氏體+鐵素體組織具有更小的相間硬度差[4],使復相鋼的高擴孔率與延伸凸緣性能提升。WANG等[5]利用鈦沉淀硬化和晶粒細化強化研究了貝氏體-鐵素體多相鋼；代曉莉等[6]研究了Nb、V、Ti元素微合金化的580 MPa級高擴孔鋼,并認為貝氏體能夠起到防止裂紋擴展的作用；宋振官[1]研制了Cr微合金化汽車輪輻用鋼,并驗證了其具有良好的成形性。目前,復相鋼普遍添加了較多的貴重合金元素,雖然可以獲得鐵素體+貝氏體組織,但成本較高,同時實際很少有同時適用于輪輞和輪輻生產(chǎn)工藝的熱軋車輪用鋼。 

筆者結(jié)合下游汽車車輪制造工藝的特點,將車輪用鋼Cr、Nb微合金化,并優(yōu)化調(diào)整Si元素含量,實現(xiàn)了對汽車車輪用鋼基體組織、表面質(zhì)量的控制,研制并開發(fā)了600 MPa級高擴孔率熱軋復相鋼的工業(yè)產(chǎn)品。 

1.   產(chǎn)品設計與工業(yè)試制方法

1.1   技術(shù)要求

高擴孔率熱軋復相鋼應具有較高的強度、優(yōu)異的局部成形性和良好的抗疲勞性和焊接性能,根據(jù)用戶對鋼制車輪鋼板的要求,高擴孔率熱軋復相鋼的參數(shù)如表1所示,拉伸試驗規(guī)定值適用于縱向試樣,原始標距L0=80 mm,截面寬度b=20 mm,屈服現(xiàn)象不明顯時采用RP0.2（規(guī)定塑性延伸率為0.2%時的應力）。 

1.2   成分設計

高擴孔率熱軋復相鋼試制產(chǎn)品的化學成分如表2所示。該鋼采用低碳設計,C元素的強化作用十分明顯,可以顯著提高鋼材的強度,但是C元素含量過高將會顯著降低鋼材的韌性、冷成形性及焊接性能,同時,防止C元素富集于亞穩(wěn)奧氏體區(qū)域而避免其析出,是獲得復相組織的保證,工業(yè)試制時將C元素的質(zhì)量分數(shù)控制為0.06%~0.10%。 

設計時需要合理選擇Si、Mn元素的含量,Si元素能增大鐵素體基體的硬度,縮小鐵素體與貝氏體兩相之間的硬度差[7],從而提高鋼材的擴孔率。然而,Si元素含量過高會導致熱軋帶鋼表面紅銹增多,同時影響鋼材的疲勞性能,工業(yè)試制時將Si元素的質(zhì)量分數(shù)控制為0.15%~0.30%。Mn元素是重要的固溶強化元素和奧氏體穩(wěn)定化元素,Mn元素含量過低將造成奧氏體穩(wěn)定性和鋼的強度不足,Mn元素含量過高會使鋼的塑性和焊接性能降低,因此Mn元素含量不能過高,Mn元素的質(zhì)量分數(shù)優(yōu)先選擇0.80%~1.50%。 

在鋼中添加Cr、Nb微合金元素可得到析出強化及固溶強化的良好匹配效果,其中Cr元素會使連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT）曲線中珠光體和鐵素體的孕育期延長,抑制珠光體和鐵素體的形成[8],有利于貝氏體組織的形成,最終有利于強度和擴孔率的升高。由于Cr元素的質(zhì)量分數(shù)小于0.15%時,對CCT曲線影響不顯著,故設計時將Cr元素的質(zhì)量分數(shù)控制為0.20%~0.40%。Nb元素是重要的析出強化和細晶強化元素之一,在軋制結(jié)束的冷卻中及卷取后,Nb元素以細小析出的形式存在。利用Nb元素的析出強化來提高鋼的強度和韌性,縮小鐵素體和貝氏體基體之間的強度差,有利于擴孔率的提升,工業(yè)試制時將Nb元素的質(zhì)量分數(shù)控制為0.025%~0.060%。 

試制產(chǎn)品時應嚴格控制硫元素及其硫化物含量,降低以MnS為代表的帶狀硫化物等非金屬夾雜物對鋼材延伸凸緣性能的不良影響,并控制S元素的質(zhì)量分數(shù)不大于0.007%。 

1.3   工藝設計

1.3.1   工藝路線

高擴孔率熱軋復相鋼的生產(chǎn)工藝路線為：鐵水預處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→吹氬→LF（鋼包精煉爐）精煉→連鑄→加熱→軋制→層流冷卻→卷取→噴印標記→檢驗→入庫。在LF精煉脫硫結(jié)束后增加鈣處理工藝,將鋼水中的夾雜物改性,改善殘留的硫化物等非金屬夾雜物形態(tài),減少對鋼材延伸凸緣性等性能的影響。 

1.3.2   熱軋工藝

高擴孔率熱軋復相鋼熱軋工藝過程如圖1所示,采用熱裝熱送模式將板坯裝入加熱爐,將出鋼溫度控制為1 200~1 240 ℃,避免發(fā)生Si元素含量較高而使成品表面產(chǎn)生氧化鐵皮缺陷的問題。設計6道次粗軋工藝,精軋階段采用7機架連軋,精軋開軋溫度為980~1 060 ℃,終軋溫度為840~920 ℃,同時保證6道次除鱗,各道次除鱗的高壓除鱗水壓力不低于18 MPa。 

圖  1  高擴孔率熱軋復相鋼熱軋工藝過程

研究表明,溫度是最重要的調(diào)節(jié)鋼鐵材料組織的參數(shù)之一,所以軋后冷卻策略是工業(yè)試制的重點。在試制鋼板軋制結(jié)束后采用兩段水冷模式,實施穩(wěn)定、易行的冷卻工藝方案：結(jié)合Cr、Nb元素微合金化特點,第一段水冷采用密集冷卻或快冷,冷卻速率大于30 ℃/s,目標溫度為660~720 ℃,溫度波動控制為±15 ℃,以控制鐵素體的尺寸與生成量,對試制產(chǎn)品的屈服強度、斷后伸長率有顯著影響。隨后將試樣空冷2~4 s,第二段水冷平均冷卻速率大于20 ℃/s,實現(xiàn)卷取溫度為460~520 ℃,溫度過高或過低將影響貝氏體的生成量[9],從而影響鋼材的擴孔性能和抗拉強度。 

1.4   研究方法

試制鋼板取樣位置如圖2所示,在4.8 mm厚度熱軋態(tài)鋼板尾部,沿板寬方向在中間部位、寬度1/4處、邊部切取尺寸（長度×寬度）為20 mm×20 mm的金相試樣,將試樣機械研磨和拋光后,用體積分數(shù)為4%的硝酸乙醇溶液腐蝕,根據(jù)GB/T 13298—2015《金屬顯微組織檢驗方法》、GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》,在光學顯微鏡下觀察試樣的顯微組織。 

圖  2  試制鋼板取樣位置示意

沿熱軋態(tài)鋼板縱向切取原始標距為80 mm的拉伸試樣,根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》,利用600 kN電液伺服萬能試驗機測試鋼板的強度和斷后伸長率。擴孔試樣尺寸（長度×寬度）為100 mm×100 mm,根據(jù)GB/T 24524—2021《金屬材料 薄板和薄帶 擴孔試驗方法》,利用擴孔試驗機,在溫度為23 ℃,相對濕度為60%的環(huán)境下,測定熱軋態(tài)鋼板的擴孔率,取3個試樣擴孔試驗的平均值,擴孔率λ為 

式中：df為出現(xiàn)破斷時的孔徑；d0為初始孔徑。 

2.   試制鋼板的組織與性能

2.1   顯微組織

熱軋態(tài)試制鋼板的顯微組織形貌如圖3所示。由圖3可知：試制產(chǎn)品的顯微組織主要由鐵素體+貝氏體組成,其中主要為粒狀貝氏體,并伴隨有少量的馬氏體和殘余奧氏體。粒狀貝氏體中,在鐵素體基體內(nèi)分布著很多由馬氏體、殘余奧氏體組成的小島,起到了第二相強化作用[10],進一步提升了鋼板的強度。 

圖  3  熱軋態(tài)試制鋼板的顯微組織形貌

從晶粒尺寸上分析,試樣b和c的晶粒度均為12級,晶粒尺寸較小,因采取Cr、Nb元素微合金化,隨著Cr元素含量的增加,貝氏體轉(zhuǎn)變速率減小,晶粒度等級則逐漸提高[11],而固溶狀態(tài)Nb的應變誘導析出延遲了熱變形過程中靜態(tài)和動態(tài)再結(jié)晶,提高了非再結(jié)晶溫度,細化了鐵素體晶粒。其中,試樣c出現(xiàn)了等軸狀的鐵素體,綜合性能將更好。而試樣a的晶粒度為14級,相比試樣b和試樣c,試樣a的晶粒度更大,晶粒更細,這主要是因為鋼板邊部的冷卻速率更快,晶核生成的臨界半徑越小,原子的擴散速率受到溫度的影響,并隨之減小,晶粒不易長大,獲得更細小的晶粒。 

2.2   力學性能

熱軋態(tài)試制鋼板的力學性能測試結(jié)果如表3所示。由表3可知：試制產(chǎn)品的力學性能均達到設計要求,其中斷后伸長率為24%~30%,有較大的富余量,擴孔率達到80%以上。 

沿板寬方向不同位置的試制鋼擴孔率檢測結(jié)果如表4所示。由表4可知：熱軋態(tài)鋼板中間部位和寬度1/4處的擴孔性能較為穩(wěn)定,試樣c和b的擴孔率分別達到91.8%和88.8%,但邊部擴孔率較低,試樣a的擴孔率平均值僅為81.8%,這個現(xiàn)象與該鋼的顯微組織對應,工業(yè)試制過程中,產(chǎn)品邊部溫度降低速率較快,這雖然有利于鐵素體晶粒的細化,但在促進鐵素體相變的同時,也使得貝氏體的體積分數(shù)降低,同時微合金碳氮化物的析出量增大,對產(chǎn)品的擴孔能力產(chǎn)生影響。 

2.3   討論

工業(yè)試制過程中,雖然試制產(chǎn)品的力學性能均達到設計要求,但熱軋鋼帶表面產(chǎn)生氧化鐵皮,且部分區(qū)域比較多,酸洗后產(chǎn)品表面容易出現(xiàn)條狀色差缺陷[12],在影響成品表面質(zhì)量的同時,客戶會提出質(zhì)量異議。對不同Si元素含量的高擴孔率熱軋復相鋼試制產(chǎn)品氧化鐵皮情況進行分析,結(jié)果如表5所示。不同Si元素含量試樣的表面氧化鐵皮分布如圖4所示。由圖4可知：1號試樣表面情況較好,2號試樣邊部出現(xiàn)氧化鐵皮,3號試樣和4號試樣表面均有氧化鐵皮,特別是4號試樣上表面的氧化鐵皮比較多。 

圖  4  不同Si元素含量試樣的表面氧化鐵皮分布

采用掃描電子顯微鏡（SEM）對不同Si元素含量試制產(chǎn)品的氧化鐵皮截面形貌進行分析,結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：1號試樣和2號試樣氧化鐵皮厚度約為6~8 μm,3號試樣和4號試樣氧化鐵皮厚度約為9~13 μm；氧化鐵皮與基體界面不規(guī)則,呈凹凸狀,這是因為隨著Si元素含量的增加,生成FeSiO4[13],產(chǎn)生釘扎效應,氧化鐵皮變厚且不能完全除鱗,在隨后的軋制過程中,氧化鐵皮變形破碎,進一步發(fā)生氧化反應生成Fe2O3。 

圖  5  不同Si元素含量試樣的氧化鐵皮截面SEM形貌

不同Si元素含量試制產(chǎn)品的力學性能也不同,如圖6所示。由圖6可知：Si元素含量越大,產(chǎn)品屈服強度和抗拉強度越大,其中Si元素含量最小的1號試樣的屈服強度和抗拉強度分別為520 MPa和610 MPa,Si元素含量最大的4號試樣的屈服強度和抗拉強度分別增大了21 MPa和9 MPa,這是由于Si元素增大了碳在奧氏體中的活度和鐵素體的形核率,起到有效的細晶強化作用,能提升鐵素體的基體強度,顯著提高屈服強度。 

圖  6  不同硅元素含量試制產(chǎn)品的力學性能

不同Si元素含量試制產(chǎn)品的擴孔率如圖7所示。由圖7可知：試制產(chǎn)品的擴孔率隨著Si元素含量的增大而增大,Si元素可以縮小鐵素體與貝氏體兩相之間的硬度差,使兩相在塑性變形階段表現(xiàn)出一定的相容性,改善鋼的塑性和韌性,有利于擴孔率的增大。為了使試制產(chǎn)品具有較好的表面質(zhì)量和良好的力學性能,將Si元素的質(zhì)量分數(shù)控制在0.20%左右較為合適。 

圖  7  不同Si元素含量試制產(chǎn)品的擴孔率

3.   產(chǎn)品應用

國內(nèi)某車輪廠將4.8 mm厚度的熱軋態(tài)鋼板進行多道次成形加工,輪輞滾壓成形較好。將成形后的輪輻與輪輞焊接合成,并選取兩件產(chǎn)品進行彎曲疲勞壽命檢測,疲勞試驗的承載力為1 700 N·m,第一件的疲勞壽命為67萬次,第二件的疲勞壽命為61萬次,優(yōu)于傳統(tǒng)高強度汽車車輪用鋼的疲勞壽命（不足40萬次）,滿足高端車輪用戶的使用要求。 

4.   結(jié)論

（1）高擴孔率熱軋復相鋼是在鋼含碳量較低的情況下,添加了Cr、Nb微合金元素,有利于貝氏體的形成,使鋼板的高擴孔率與延伸凸緣性能得到提升。根據(jù)產(chǎn)線實際情況,采用密集冷卻（冷卻速率大于30 ℃/s）的軋后冷卻策略和中溫（490 ℃左右）卷取工藝,能較好地保障成品顯微組織中鐵素體與貝氏體的比例,實現(xiàn)產(chǎn)品的屈服強度為520 MPa以上,抗拉強度為610 MPa以上,其斷后伸長率超過了24%,擴孔率達到83%以上,沿板寬方向的擴孔率波動在10%以內(nèi),同時需注意邊部軋后冷卻策略的控制。 

（2）增加Si元素含量能明顯改善擴孔性能,但需注意熱軋鋼帶表面氧化鐵皮的厚度和紅銹的控制,將Si元素質(zhì)量分數(shù)控制在0.20%左右較為合適。 

（3）工業(yè)性生產(chǎn)及下游車輪用戶的試用實踐表明,高擴孔率熱軋復相鋼的成形性能優(yōu)異,未發(fā)生擴口開裂、成形開裂,焊縫質(zhì)量良好,車輪彎曲疲勞壽命達到60萬次以上,具有較高的推廣應用價值。 

文章來源——材料與測試網(wǎng)