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(qiáng)度、薄規(guī)格方向發(fā)展,采用強(qiáng)度為600 MPa級(jí)的高強(qiáng)度鋼鐵材料制成的車輪較原普通低合金、高強(qiáng)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(qiáng)度在500 MPa以下。傳統(tǒng)高強(qiáng)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(duì)焊部位擴(kuò)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(qiáng)度不足等。制造輪輞對(duì)高強(qiáng)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(shí)適合輪輞和輪輻生產(chǎn)工藝的高強(qiáng)度級(jí)別、延伸凸緣性能的經(jīng)濟(jì)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(jìn)高強(qiáng)鋼（AHSS）兼具高強(qiáng)度和較好的成形性能,廣泛應(yīng)用于車身的結(jié)構(gòu)件和安全件中[3]。復(fù)相（CP）鋼是熱軋先進(jìn)高強(qiáng)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(fù)相鋼的高擴(kuò)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(xì)化強(qiáng)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(jí)高擴(kuò)孔鋼,并認(rèn)為貝氏體能夠起到防止裂紋擴(kuò)展的作用；宋振官[1]研制了Cr微合金化汽車輪輻用鋼,并驗(yàn)證了其具有良好的成形性。目前,復(fù)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(shí)實(shí)際很少有同時(shí)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(diǎn),將車輪用鋼Cr、Nb微合金化,并優(yōu)化調(diào)整Si元素含量,實(shí)現(xiàn)了對(duì)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(jí)高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)相鋼的工業(yè)產(chǎn)品。

1. 產(chǎn)品設(shè)計(jì)與工業(yè)試制方法

1.1 技術(shù)要求

高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)相鋼應(yīng)具有較高的強(qiáng)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(duì)鋼制車輪鋼板的要求,高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)相鋼的參數(shù)如表1所示,拉伸試驗(yàn)規(guī)定值適用于縱向試樣,原始標(biāo)距L0=80mm,截面寬度b=20mm,屈服現(xiàn)象不明顯時(shí)采用RP0.2（規(guī)定塑性延伸率為0.2%時(shí)的應(yīng)力）。

1.2 成分設(shè)計(jì)

高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)相鋼試制產(chǎn)品的化學(xué)成分如表2所示。該鋼采用低碳設(shè)計(jì),C元素的強(qiáng)化作用十分明顯,可以顯著提高鋼材的強(qiáng)度,但是C元素含量過高將會(huì)顯著降低鋼材的韌性、冷成形性及焊接性能,同時(shí),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(fù)相組織的保證,工業(yè)試制時(shí)將C元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制為0.06%~0.10%。

設(shè)計(jì)時(shí)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(kuò)孔率。然而,Si元素含量過高會(huì)導(dǎo)致熱軋帶鋼表面紅銹增多,同時(shí)影響鋼材的疲勞性能,工業(yè)試制時(shí)將Si元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制為0.15%~0.30%。Mn元素是重要的固溶強(qiáng)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(qiáng)度不足,Mn元素含量過高會(huì)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?jǐn)?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(qiáng)化及固溶強(qiáng)化的良好匹配效果,其中Cr元素會(huì)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(qiáng)度和擴(kuò)孔率的升高。由于Cr元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.15%時(shí),對(duì)CCT曲線影響不顯著,故設(shè)計(jì)時(shí)將Cr元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制為0.20%~0.40%。Nb元素是重要的析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化元素之一,在軋制結(jié)束的冷卻中及卷取后,Nb元素以細(xì)小析出的形式存在。利用Nb元素的析出強(qiáng)化來提高鋼的強(qiáng)度和韌性,縮小鐵素體和貝氏體基體之間的強(qiáng)度差,有利于擴(kuò)孔率的提升,工業(yè)試制時(shí)將Nb元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制為0.025%~0.060%。

試制產(chǎn)品時(shí)應(yīng)嚴(yán)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(duì)鋼材延伸凸緣性能的不良影響,并控制S元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不大于0.007%。

1.3 工藝設(shè)計(jì)

1.3.1 工藝路線

高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)相鋼的生產(chǎn)工藝路線為：鐵水預(yù)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(biāo)記→檢驗(yàn)→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(duì)鋼材延伸凸緣性等性能的影響。

1.3.2 熱軋工藝

高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)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(shè)計(jì)6道次粗軋工藝,精軋階段采用7機(jī)架連軋,精軋開軋溫度為980~1 060℃,終軋溫度為840~920℃,同時(shí)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(kuò)孔率熱軋復(fù)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(diǎn)。在試制鋼板軋制結(jié)束后采用兩段水冷模式,實(shí)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(diǎn),第一段水冷采用密集冷卻或快冷,冷卻速率大于30℃/s,目標(biāo)溫度為660~720℃,溫度波動(dòng)控制為±15℃,以控制鐵素體的尺寸與生成量,對(duì)試制產(chǎn)品的屈服強(qiáng)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(shí)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(kuò)孔性能和抗拉強(qiáng)度。

1.4 研究方法

試制鋼板取樣位置如圖2所示,在4.8mm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20mm×20mm的金相試樣,將試樣機(jī)械研磨和拋光后,用體積分?jǐn)?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(yàn)方法》、GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》,在光學(xué)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?zé)彳垜B(tài)鋼板縱向切取原始標(biāo)距為80mm的拉伸試樣,根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》,利用600 kN電液伺服萬能試驗(yàn)機(jī)測試鋼板的強(qiáng)度和斷后伸長率。擴(kuò)孔試樣尺寸（長度×寬度）為100mm×100mm,根據(jù)GB/T 24524—2021《金屬材料 薄板和薄帶 擴(kuò)孔試驗(yàn)方法》,利用擴(kuò)孔試驗(yàn)機(jī),在溫度為23℃,相對(duì)濕度為60%的環(huán)境下,測定熱軋態(tài)鋼板的擴(kuò)孔率,取3個(gè)試樣擴(kuò)孔試驗(yàn)的平均值,擴(kuò)孔率λ為

式中：df為出現(xiàn)破斷時(shí)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(qiáng)化作用[10],進(jìn)一步提升了鋼板的強(qiáng)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(jí),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(jí)則逐漸提高[11],而固溶狀態(tài)Nb的應(yīng)變誘導(dǎo)析出延遲了熱變形過程中靜態(tài)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,提高了非再結(jié)晶溫度,細(xì)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(jí),相比試樣b和試樣c,試樣a的晶粒度更大,晶粒更細(xì),這主要是因?yàn)殇摪暹叢康睦鋮s速率更快,晶核生成的臨界半徑越小,原子的擴(kuò)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(xì)小的晶粒。

2.2 力學(xué)性能

熱軋態(tài)試制鋼板的力學(xué)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(xué)性能均達(dá)到設(shè)計(jì)要求,其中斷后伸長率為24%~30%,有較大的富余量,擴(kuò)孔率達(dá)到80%以上。

沿板寬方向不同位置的試制鋼擴(kuò)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(kuò)孔性能較為穩(wěn)定,試樣c和b的擴(kuò)孔率分別達(dá)到91.8%和88.8%,但邊部擴(kuò)孔率較低,試樣a的擴(kuò)孔率平均值僅為81.8%,這個(gè)現(xiàn)象與該鋼的顯微組織對(duì)應(yīng),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(xì)化,但在促進(jìn)鐵素體相變的同時(shí),也使得貝氏體的體積分?jǐn)?shù)降低,同時(shí)微合金碳氮化物的析出量增大,對(duì)產(chǎn)品的擴(kuò)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(xué)性能均達(dá)到設(shè)計(jì)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(shí),客戶會(huì)提出質(zhì)量異議。對(duì)不同Si元素含量的高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)相鋼試制產(chǎn)品氧化鐵皮情況進(jìn)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(hào)試樣表面情況較好,2號(hào)試樣邊部出現(xiàn)氧化鐵皮,3號(hào)試樣和4號(hào)試樣表面均有氧化鐵皮,特別是4號(hào)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(duì)不同Si元素含量試制產(chǎn)品的氧化鐵皮截面形貌進(jìn)行分析,結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：1號(hào)試樣和2號(hào)試樣氧化鐵皮厚度約為6~8μm,3號(hào)試樣和4號(hào)試樣氧化鐵皮厚度約為9~13μm；氧化鐵皮與基體界面不規(guī)則,呈凹凸?fàn)?這是因?yàn)殡S著Si元素含量的增加,生成FeSiO4[13],產(chǎn)生釘扎效應(yīng),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(jìn)一步發(fā)生氧化反應(yīng)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(xué)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(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度越大,其中Si元素含量最小的1號(hào)試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為520 MPa和610 MPa,Si元素含量最大的4號(hào)試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)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(xì)晶強(qiáng)化作用,能提升鐵素體的基體強(qiáng)度,顯著提高屈服強(qiáng)度。

圖 6不同硅元素含量試制產(chǎn)品的力學(xué)性能

不同Si元素含量試制產(chǎn)品的擴(kuò)孔率如圖7所示。由圖7可知：試制產(chǎn)品的擴(kuò)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(kuò)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(xué)性能,將Si元素的質(zhì)量分?jǐn)?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(kuò)孔率

3. 產(chǎn)品應(yīng)用

國內(nèi)某車輪廠將4.8mm厚度的熱軋態(tài)鋼板進(jìn)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(jìn)行彎曲疲勞壽命檢測,疲勞試驗(yàn)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(qiáng)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(kuò)孔率熱軋復(fù)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(kuò)孔率與延伸凸緣性能得到提升。根據(jù)產(chǎn)線實(shí)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(shí)現(xiàn)產(chǎn)品的屈服強(qiáng)度為520 MPa以上,抗拉強(qiáng)度為610 MPa以上,其斷后伸長率超過了24%,擴(kuò)孔率達(dá)到83%以上,沿板寬方向的擴(kuò)孔率波動(dòng)在10%以內(nèi),同時(shí)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(kuò)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?jǐn)?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(shí)踐表明,高擴(kuò)孔率熱軋復(fù)相鋼的成形性能優(yōu)異,未發(fā)生擴(kuò)口開裂、成形開裂,焊縫質(zhì)量良好,車輪彎曲疲勞壽命達(dá)到60萬次以上,具有較高的推廣應(yīng)用價(jià)值。

文章來源——材料與測試網(wǎng)