微量Nb對熱鍍鋅DH780鋼顯微組織和力學性能的影響

吳炳元 王俊峰 崔振祥

（1.寶山鋼鐵股份有限公司營銷中心汽車板銷售部，上海 201900；2.寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院，上海 201900；3.汽車用鋼開發與應用技術國家重點實驗室（寶鋼），上海 201900）

DH 鋼（dual phase high ductility steel，即高成形雙相鋼）是近年來發展較快的先進高強鋼，與傳統DP鋼相比，生產工藝相同，通過成分調整可使鋼板退火組織中存在少量奧氏體（和部分貝氏體），通過奧氏體在變形過程中的TRIP效應使DH鋼具有更好的成形性能［1-5］。同時，DH鋼成形性的改善并未增大生產的難度，并且具有較好的焊接性和抗剪切邊敏感性，綜合性能優于常規DP鋼。在汽車行業，19款奔馳A級車新車型上DH鋼的總用量占先進高強鋼的53%，已成為車身輕量化的重要選材，具有廣闊的應用前景。

目前，DH鋼的研究尚處于起步階段，主要研究合金元素對組織的影響、變形機制及焊接等［1，6-8］，關于微量合金元素對DH 鋼組織和性能影響的研究尚未見報道。鈮是最常用的合金元素，可通過納米相析出使基體強化和細化晶粒，從而改善鋼的組織和性能［9-13］。微量Nb對DH鋼組織和性能的影響值得研究。本文研究了經相同工藝熱鍍鋅的添加微量鈮和不含鈮的780 MPa級DH（DH780）鋼的顯微組織和力學性能，探討了微量Nb的影響機制。

1 試驗材料與方法

試驗用含微量鈮和不含鈮DH780鋼采用50 kg中頻真空感應爐熔煉，其化學成分如表1所示。鑄錠經1 230℃保溫1 h后鍛成尺寸為600 mm×150 mm×36 mm的鍛坯，隨后加熱至1 230℃保溫1 h，在860℃以上經4道次軋制成3.6 mm厚的板料，水冷至530℃保溫1 h爐冷，以模擬工業卷取過程；對熱軋板酸洗去除表面氧化皮并冷軋至1.3 mm厚，用于退火試驗。從冷軋板上切取450 mm×150 mm×1.3 mm試塊進行模擬連退試驗。

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical compositions of the investigated steels（mass fraction） %

采用SIROLI SIMULATOR連退模擬裝置模擬熱鍍鋅退火工藝：冷軋板以5℃／s速率加熱至800℃保溫90 s，然后以5℃／s速率緩冷至680℃后，再以30℃／s速率快冷至450℃（鋅液溫度）保溫50 s，最后以30℃／s速率冷卻至室溫。

加工標距為80 mm的拉伸試樣，在Instron 5581型萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗。對試樣縱截面進行鑲嵌、砂紙研磨、機械拋光和4%（體積分數，下同）硝酸酒精溶液腐蝕，采用Zeiss Axio Imager A2m型光學顯微鏡和ZEISS ULTRATM 55型場發射掃描電子顯微鏡進行組織觀察。采用電子背散射衍射技術檢測殘留奧氏體分布。采用Bruker-AXS D8 Discover型X射線衍射儀檢測殘留奧氏體含量和織構。將透射電子顯微鏡分析用試樣（1.3 mm×10 mm×10 mm）研磨至80 μm厚，沖制成φ3 mm試片，在4%高氯酸酒精溶液中電解雙噴拋光（溫度-30℃，電壓40 V），采用JEOL 2100F型場發射透射電子顯鏡檢驗析出相和微觀組織。

2 結果與討論

2.1 鈮對DH780組織的影響

圖1為含鈮和不含鈮DH780鋼的顯微組織。從圖1（a，d）可明顯看出，不含Nb鋼的組織成帶狀分布，而含微量鈮鋼的組織更均勻；高倍下（圖1（b，e）），兩種鋼組織均由鐵素體、貝氏體、馬氏體和殘留奧氏體組成，這與鋼的成分和熱鍍鋅工藝有關。在兩相區保溫后形成的奧氏體在鍍鋅溫度下部分發生貝氏體轉變，貝氏體鐵素體中碳向相鄰奧氏體富集，在隨后冷卻至室溫的過程中，部分不穩定奧氏體轉變為馬氏體，而較穩定的奧氏體則殘留在基體中，主要分布于原奧氏體晶界、貝氏體板條間和馬氏體間。相組成分析表明，兩種鋼組織中的殘留奧氏體含量相差不大，但鐵素體和馬氏體+貝氏體含量不同，含Nb鋼中鐵素體較多，馬氏體+貝氏體較少（表2）。同時，含Nb鋼的晶粒更細小，這與Nb的碳氮化物在高溫下析出、釘扎晶界，抑制晶粒長大有關。TEM表征結果（圖2）表明，含Nb鋼中有較多的細小析出相。

圖1 不含鈮（a，b，c）和含鈮（d，e，f）DH780 鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the niobium-free（a，b，c）and niobium-containing（d，e，f）DH780 steels

圖2 含鈮DH780鋼中析出相Fig.2 Precipitated phases in the niobium-containing DH780 steel

表2 試驗鋼中各相含量（體積分數）Table 2 Contents of the phases in the investigated steels （volume fraction） %

織構分析結果（圖3）顯示，兩種試驗鋼的主要織構為｛114｝〈110〉和｛554｝〈225〉，次要織構為｛334｝〈110〉，弱織構為｛001｝〈110〉，不含鈮DH780鋼的織構強度略大于含鈮DH780鋼，這可能與試樣的組織均勻性有關。

圖3 含鈮（a）和不含鈮（b）DH780鋼中織構Fig.3 Textures in the DH780 steels with （a）and without（b）niobium

2.2 鈮對DH780鋼性能的影響

對含鈮和不含鈮DH780鋼冷軋板的軋向取樣進行拉伸試驗，其應力-應變曲線和應變硬化率-真應變曲線如圖4所示，試驗結果如表3所示。可以看出，微量Nb的添加使鋼的屈服強度和抗拉強度降低，斷后伸長率升高。強度降低是含Nb鋼的組織中鐵素體量增多、馬氏體量減少所致。雖然兩種鋼的殘留奧氏體量相近，且析出相的存在不利于斷后伸長率的提高，但由于Nb的添加鋼的組織更加均勻及晶粒明顯細化，并且含Nb鋼中鐵素體量的增加也有利于塑性的提高。微量鈮對組織的綜合影響使含Nb鋼在整個均勻變形階段具有更高的應變硬化率，從而使鋼獲得更高的斷后伸長率。

表3 含鈮和不含鈮DH780的力學性能Table 3 Mechanical properties of the steels with and without niobium

圖4 含鈮和不含鈮DH780鋼的工程應力-工程應變曲線（a）和應變硬化率-真應變曲線（b）Fig.4 Engineering stress-engineering strain curves（a）and strain hardening rate-true strain curves（b）for the steels with and without niobium

采用透射電子顯微鏡檢測了含鈮和不含鈮DH780鋼的變形組織，其馬氏體均為孿晶馬氏體，圖5為含Nb鋼的變形孿晶馬氏體形貌。這說明兩種鋼在兩相區保溫后的緩冷過程中和在熱鍍鋅溫度保溫階段，發生了碳向奧氏體的兩次富集，使退火板中殘留奧氏體的含碳量較高，在變形過程中形成孿晶馬氏體，產生加工硬化，有利于獲得較好的塑性。但孿晶馬氏體的形成易導致基體中產生微裂紋，對鋼的力學性能不利，因此改善強化相的形貌和控制其數量是進一步優化DH鋼綜合性能的研究方向。

圖5 含Nb鋼形變組織中的孿晶馬氏體Fig.5 Twin martensite in the deformed microstructure in the steel with niobium

3 結論

（1）含微量鈮和不含鈮DH780鋼的顯微組織均為鐵素體+馬氏體+貝氏體+殘留奧氏體，含Nb鋼中有細小的析出相，Nb的添加降低了鋼的織構強度。

（2）與無鈮DH780鋼相比，Nb的添加細化了晶粒，顯著改善了組織均勻性。

（3）與無鈮DH780鋼相比，含鈮鋼中鐵素體量增多，馬氏體量減少，屈服強度從490 MPa降低至465 MPa，抗拉強度從860 MPa降低至815 MPa，斷后伸長率從15%提高至17%。