輕量化、高強度汽車鋼板的應用與研發進展

馮 桐，蘇永要，徐照英，陳立偉，王錦標，楊海峰，劉代軍

（1.重慶文理學院新材料技術研究院，重慶402160；2.河北建筑工程學院機械工程學院，河北張家口075000；3.哈爾濱工業大學（威海）材料科學與工程學院，山東威海264029）

0 前言

鋼材具有優異的機械加工特性、經濟性、可再循環利用等特點，是汽車制造的主要材料，占比高達72%～88%。根據相關統計，截止2016底我國汽車已達到1.94億輛，國家信息中心預測至2020年我國汽車保有量將達2.5億輛。相關研究表明，汽車整車質量每降低10%，燃油利用效率可提高6%～8%[1-2]。國際鋼鐵協會牽頭組織成立了超輕鋼車體計（ULSAB），基于此計劃的“先進汽車概念”項目使得以高強鋼（HSS）和超高強鋼（UHSS）為主要材料的汽車白車體減重1/4[3-4]。近年來雖然鎂合金和鋁合金對汽車用鋼板發起了挑戰，但是鋼鐵材料在汽車制造過程中仍占主導地位，所以輕量化、高強度的鋼板依然是各國汽車鋼板研究的重點，白車身（捷達）高強度鋼板應用示意如圖1所示。

圖1 白車身（捷達）高強度鋼板應用示意

1 汽車鋼板的應用研發現狀

國際上將抗拉強度270～700MPa的鋼板劃分為高強度鋼，大于700MPa為超高強度鋼。汽車鋼板要求強度高的同時延伸率好，所以強度與延伸率的乘積（強塑積）成為表征汽車鋼板的重要指標。以強塑積將汽車鋼板劃分為三代，IF鋼和TRIP鋼為代表的第一代強塑積一般在10～20GPa·%，以TWIP鋼為代表的第二代強塑積達到50～80GPa·%，以淬火-配分（Quenching and partitioning，Q&P）工藝為代表的第三代強塑積介于前兩代之間，是目前汽車鋼板研究的熱點[3-9]。

1.1 第一代

1.1.1 無間隙原子鋼（IF鋼）

IF鋼（interstitial-free steel）即無間隙原子鋼，是在煉鋼過程中加入Ti或Nb與鋼中固溶的C和N結合生成碳氮強氧化物，鋼中C、N元素形成強氧化物被固定，無間隙原子存在，有利于沖壓過程中晶粒的擇優取向，沖壓效果良好。鋼中摻雜元素Ti、Nb等價格較為昂貴，提高了IF鋼的生產成本，限制了IF鋼的大規模應用[10]。隨著真空脫氣技術的出現，大大降低了Ti、Nb等合金元素的加入量，IF鋼進入大規模工業化生產。

目前國內普冷汽車板主要由寶鋼、鞍鋼和武鋼生產。寶鋼于1990年試制成功，截止目前可生產從CQ到SEDDQ所有級別的IF鋼板，冷軋IF鋼抗拉強度330～440MPa，熱鍍鋅鋼板抗拉強度大于等于400MPa。鞍鋼已研發出340MPa和370MPa摻雜Ti和Nb的IF鋼并規模化生產用于汽車外板和內板。國外在低合金高強度和熱鍍鋅兩個方向的研究較為深入[11-12]，比利時冶金研究中心和國際鉛鋅協會共同開發出一種屈服強度在200～400MPa、強塑積10GPa·%的IF鋼，日本將細晶強化與析出強化相結合研發出抗拉強度為440MPa的高強合金化熱鍍鋅鋼SFG44O-GA。

IF鋼由于兼具高強度和深沖性能，可加工成復雜形狀的零件，已形成用于深沖成型、防腐鍍層和減重高強度3個系列的鋼板。在汽車的外擋板、車門、車頂、后覆蓋件、前保護板等部位均有應用。IF鋼在汽車制造中的應用舉例如表1所示。

表1 IF鋼在汽車中的應用舉例[13]

利用合金化或者細化晶粒等強化機制相結合的方法提高鋼板的抗粉化性、成型性、防腐蝕性能來提高IF鋼的性能，與國外IF鋼相比我國自行生產的鋼板還存在著缺陷多、性能不穩定等缺點。

1.1.2 DP鋼

雙相鋼（dual-phase，簡稱DP鋼）又稱復相鋼，是以鐵素體為基礎組織與奧氏體、馬氏體或貝氏體等組成兩相組織形成的鋼。汽車用DP鋼主要由F（鐵素體）+M（馬氏體）組成，如圖2所示[14]。馬氏體作為硬相起強化作用分布在鐵素體周圍，強度隨著體積分數增加而增大，連續的鐵素體是延展性的保證。在受外力形變時，鐵素體中強度較低的相發生塑性變形使延伸率提高，同時鐵素體的抗拉強度也得到提高，良好的力學性能使得雙相鋼可廣泛應用于復雜構件成型方面[15]。

圖2 寶鋼DP鋼顯微組織

綜合性能良好的熱軋雙相鋼因其生產成本低、生產工藝較為簡單適用于大規模生產，但是存在組織控制性差的問題。熱軋雙相鋼向著高強度、高延伸率的方向發展。以C-Mn-Cr DP鋼為例，通過摻雜0.10%Ti利用分段冷卻工藝制造出抗拉強度達770～830 MPa鋼板，鋼板中鐵素體以納米級析出相存在，馬氏體則呈島狀彌散分布，寶鋼部分DP鋼力學性能參數如表2所示。

表2 手工鎢極氣體保護焊焊接規范

DP鋼系列中屈強比較低的延伸率較好，有利于部件的焊接和沖壓，屈強比較高的適用于高擴孔和輥壓成型，焊接性能與彎曲性能也較好。DP鋼主要用于制造強度要求高、碰撞吸收能高、成型性好的零部件。良好的加工性能使雙相鋼取代了厚重的HSLA，用于制造前后縱梁、保險杠、吸能盒、橫梁、B柱加強板等零件，寶鋼生產的DP鋼在實際生產中的應用實例如圖3所示。

圖3 轎車門檻加強板與車門防撞梁

1.1.3 TRIP鋼

20世紀20年代人們發現金屬材料在低于屈服強度發生相變的過程中會出現軟化并且增長的現象，即相變誘發塑性（Transformation Induced Plasticity，TRIP）。TRIP效應因具有提高鋼材強度和成形性好的優點，常被用于設計新鋼種，例如第二代中的TIWP鋼和第三代的Q&P鋼等。傳統的TRIP鋼組織為等溫退火獲得的鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體，典型TRIP鋼組織如圖4所示[8]。

圖4 上海寶鋼典型TRIP鋼組織

TRIP鋼中的組織一般由50%以上的鐵素體、較多的貝氏體和處于亞穩狀態的殘余奧氏體組成。亞穩態殘余奧氏體雖然含量較低但是對力學性能的影響至關重要，殘余奧氏體的形態數量和穩定性是TRIP鋼發生TRIP效應的前提。殘余奧氏體的形態以塊狀和薄膜狀為主[3，16-17]，塊狀殘余奧氏體位于鐵素體的晶界處，部分位于晶粒中，薄膜狀殘余奧氏體位于鐵素體與貝氏體晶界之間。溫度、晶粒大小、合金元素、殘余奧氏體周圍組織的強度和自身強度都會對殘余奧氏體的穩定性產生重要影響，如C、Si、Mn 元素起到穩定奧氏體的作用，w（C）影響殘余奧氏體的體積分數；較高的溫度使得殘余奧氏體的相變驅動力降低，穩定性增加。寶鋼部分TRIP鋼板力學性能如表3所示。

表3 上海寶鋼普冷和熱鍍鋅TRIP鋼力學性能

TRIP鋼形變過程中殘余奧氏體轉變為馬氏體，提高基體強度和塑性變形能力。20世紀80年代對于TRIP鋼的研究逐漸增多，德、日兩國研發并投入生產了600MPa、800MPa級的鋼板以及熱度鋅鋼板，韓國浦項則研發出1 200MPa級的鋼板。國內在這方面起步較晚，近年來寶武鋼鐵和鞍山鋼鐵對于汽車鋼板的研發較多，但是1 000MPa以上的鋼板目前還不成熟，仍需進一步研發。

1.2 第二代

TWIP鋼的高強韌性來自形變過程中孿晶的形成，而不是TRIP鋼中的相變，故命名為孿生誘發塑性（twinning induced p lasticity，TWIP）鋼[18-19]。研究TRIP鋼時發現，當鋼的化學成分中w（Mn）=25%，w（Al）＞3%，w（Si）=2%～3%時，鋼板強塑積達 50GPa·%以上，約為TRIP鋼的2倍。針對這一現象的研究表明[20-22]，鋼板在形變過程中產生孿晶，孿晶的產生阻礙了位錯的移動，孿晶界聚集大量位錯，局部硬化能力得到提高。孿生作為塑性變形的一種機制，其發生時變形部分的晶體位向發生改變，原來處于不利取向的滑移系轉變為有利取向，進一步激發滑移。孿生與滑移交替進行，使TWIP鋼的塑性非常優異。上海寶鋼生產的HC450/950TW抗拉強度達到950MPa，斷后伸長率達47%，寶鋼生產TWIP鋼組織示意如圖5所示。

圖5 寶鋼TW IP鋼組織

研究表明，成分為Fe-25Mn-3Si-3Al的合金的TWIP效應最佳，其優異的性能使得TWIP鋼具有巨大的經濟價值。理論研究發現[23]，單套孿生系統本身產生的最大變形量為41.4%，延展性和強度同時得到提高，TWIP鋼以高強度、高塑性和高吸收能等特性成為新一代汽車用鋼的發展方向，TWIP鋼與傳統沖壓鋼特定吸收能比較如圖6所示。

圖6 TW IP鋼與傳統沖壓鋼特定吸收能比較[22]

第二代TWIP鋼解決了第一代鋁和硅比例過高難以大規模推廣的問題，但是卻產生了新的問題，如缺口敏感性、延遲斷裂等。為了進一步解決上述問題，目前人們試圖通過置換鋼中固溶原子，調整成分得到TWIP效應。K.H.Spitzer等人[24-25]利用DSC工藝以Fe-Mn-Si-Al系鋼為材料制備10～15mm厚的試驗板材；米振莉等人研發了含P高強TWIP和含Cu、Ni高性能TWIP鋼并通過熱加工等手段使抗拉強度達到645MPa，延伸率超過59%；代永娟等人研究了低Si低Al的TWIP鋼，抗拉強度為1 140MPa，延伸率為57.3%。TWIP鋼在汽車B柱內板與A柱內板的應用如圖7所示。

圖7 汽車B柱內板與A柱內板

不同合金元素的加入影響了其焊接性，目前對于TWIP鋼的形變硬化機理尚未研究透徹，沒有系統地建立強塑性與成分之間的關系，進一步研究孿生機制對于探究形變硬化機理具有重要意義。

1.3 第三代

近年來以 Q&P（Quenching and partitioning）工藝為代表的第三代汽車鋼板正成為研究熱點，其典型工藝曲線如圖8所示。通過升高溫度至完全奧氏體化后再淬火至Ms與Mf之間某一溫度QT，然后升溫至Ms以上或Mf與Ms之間的某一溫度保溫一段時間使C由馬氏體向奧氏體擴散，形成富碳殘余奧氏體，降低馬氏體轉變溫度使其能最大量得以保留[26]。

我國寶武鋼鐵以0.2C-1.5Si-1.8Mn系TRIP780鋼為基體，利用淬火-配分工藝成功生產出Q&P1000鋼，其強塑積達到20 GPa·%以上并應用于國內轎車B柱沖壓成型中。科羅拉多礦業大學與浦項公司合作研究了不同C、Mn含量對鋼組織與性能的影響。實驗發現，完全奧氏體化后的0.2C-3Mn-1.6Si及0.3C-3Mn-1.6Si系鋼展示出較佳的強韌性組合。莊寶潼[27]等人研究發現，馬氏體的回火程度和奧氏體剩余量是影響強塑性的重要因素，馬氏體發生明顯回火前其塑性主要影響因素是奧氏體，隨著配分時間的增大，回火作用影響更為明顯。徐祖耀[28-29]在Q&P工藝基礎上引入碳化物強化機制，提出Q-P-T工藝即淬火-分配-回火（沉淀）工藝。研究發現，成分為 w（C）=0.5%，w（Si）=1.0%～1.5%，w（Mn）=1.0%～1.5%或 w（Ni）=1.0%～1.5%，w（Nb）=0.02%和 w（Mo）=0.2%時經Q-P-T處理后的強塑性優于Q-P工藝，為Q&P的發展提出新的構思。部分淬火-配分鋼的概況如表4所示[30-31]。

圖8 典型的Q&P（淬火-配分）工藝[24]

表4 部分淬火-配分鋼概況[30]

目前對于Q&P工藝的研究主要是組織組成和工藝對力學性能的影響，對于配分過程中w（C）變化機理研究得不夠深入。在研究Q&P工藝時，絕大部分學者采用完全奧氏體化的方法，部分學者采用在兩相區加熱獲得一定量的鐵素體和奧氏體再進行配分工藝處理的方法。

TG鋼也是以亞穩態奧氏體作為復相組織，基體組織的強硬相和具有TRIP效應的奧氏體提高了鋼板強塑性。即使Q&P鋼和TG鋼有著相同的材料學本質，但二者的熱處理工藝設計思路完全不同，典型TG鋼熱處理工藝曲線如圖9所示[1]。TG鋼和Q&P鋼的區別是亞穩態奧氏體的由來，TG鋼完全淬火后鋼中基本沒有奧氏體，通過在臨界區間退火產生亞穩態奧氏體，而Q&P鋼則是淬火后還剩余部分奧氏體。控制C的配分對于兩種工藝都非常重要，但是在TG鋼中對于Mn元素的配分和溫度控制同樣非常重要，其中溫度更敏感更難以控制[2]。

TG鋼通過退火使得奧氏體分布于馬氏體的板條界面上，而奧氏體的出現細化了馬氏體晶粒，這符合近年來我國對于高強度鋼的設計研發思路：多相、亞穩、多尺度（Multiphase、Metastable、Multiscale）即“M3”調控發展[1]。工藝和成分的不同使Q&P鋼的抗拉強度較高而延伸率和強塑積小于TG鋼，TG鋼較高的延伸率使得其強塑積達30GPa·%以上。典型Q&P鋼與TG鋼力學性能對比如表5所示。

圖9 典型TG鋼熱處理工藝曲線[1]

2 結論

汽車鋼板已經發展到第三代，基于原合金成分結合新的熱處理工藝和改進相關生產設備可以生產出新一代高強度汽車用鋼，研發生產成本較為經濟。汽車用鋼高強度、高延展性的特點使得其理想組織應為馬氏體與奧氏體的復相組織，并以“亞穩、多相、多尺度”為組織調控目標，生產強塑積更高的汽車鋼板的同時對實驗和生產過程中精確控制合金元素含量、保溫時間和溫度提出更高的要求；我國鋼鐵行業應及時有效地捕捉先進高強度汽車鋼板的發展前沿，研發新的產品與技術，使得我國汽車用鋼早日步入世界先進水平行列。

表5 典型Q&P鋼與TG鋼力學性能對比[1]

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