Nb 對鍍鋅590DP 雙相鋼成形性能的影響

張 茜 劉淑影 王玉慧

（唐山鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司）

0 前言

近年來，霧霾天氣使得人們越來越關(guān)注我們賴以生存的環(huán)境。隨著汽車工業(yè)的快速發(fā)展，中國已經(jīng)成為世界上最大的汽車產(chǎn)銷國，相關(guān)數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)顯示：截止到2020 年底，中國汽車保有量達(dá)到2.81 億，帶給環(huán)境的壓力，使得節(jié)能減排迫在眉睫，輕量化工作迫在眉睫[1]。

為達(dá)到“減重節(jié)能、減少排放”和提高汽車碰撞安全性的目的，汽車工業(yè)必須使用大量的雙相鋼以減薄所用鋼板的厚度，鋼板減薄后對材料的耐蝕性提出了更高的要求[2]，鍍鋅雙相鋼屬于先進(jìn)高強(qiáng)鋼系列，兼具雙相鋼的強(qiáng)塑性和良好的耐蝕性，是極具潛力的汽車用鋼之一。590 MPa 級雙相鋼兼具高強(qiáng)度和良好的塑性，在車身上有較好的應(yīng)用前景。很多材料供應(yīng)商為滿足不同零件的成形需求，開發(fā)了不同成分體系、不同使用要求的590 MPa 級雙相鋼，因此，掌握其成形特性，在零件設(shè)計(jì)選材輕量化應(yīng)用中具有較大的參考價(jià)值。

筆者以C-Mn-Cr 系鍍鋅590DP 為基準(zhǔn)，研究添加少量Nb 元素后，其顯微組織、基礎(chǔ)力學(xué)性能、擴(kuò)孔性能、成形極限性能以及在局部/整體成形分布圖中的位置等方面的變化，為后續(xù)其在零部件上的應(yīng)用提供了可靠的技術(shù)參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為唐鋼高強(qiáng)汽車板公司生產(chǎn)的C-Mn-Cr 系和C-Mn-Cr-Nb 系（下文簡稱Nb 系）的鍍鋅雙相鋼，其厚度均為1.2 mm，化學(xué)成分見表1，采用金相顯微鏡和ZEISS 掃描電鏡進(jìn)行組織觀察。

表1 雙相鋼的化學(xué)成分 %

1.2 試驗(yàn)方法

（1）拉伸試驗(yàn)。根據(jù)GB/T228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1 部分：室溫試驗(yàn)方法》[3]，在ZWICK 拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性測試，拉伸試樣標(biāo)距為80 mm，取0°、90°兩個(gè)方向的力學(xué)性能進(jìn)行測試，每個(gè)方向進(jìn)行3 次重復(fù)試驗(yàn)。

（2）擴(kuò)孔試驗(yàn)。根據(jù)GB/T 15825.4—2008《金屬薄板成形性能與試驗(yàn)方法 第4 部分：擴(kuò)孔試驗(yàn)》[4]，在BCS-50A 通用板材成形性能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖孔、擴(kuò)孔率的測試。

（3）成形極限試驗(yàn)。根據(jù)GB/T 15825.8—2008《金屬薄板成形性能與試驗(yàn)方法 第8 部分：成形極限圖（FLD）測定指南》[5]，采用光學(xué)應(yīng)變分析技術(shù)，在BCS-50A 通用板材成形性能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行成形極限曲線FLC 測定，采用2.5 mm×2.5 mm 的正方形網(wǎng)格，選取距開裂位置最近的完整網(wǎng)格應(yīng)變作為試樣的極限應(yīng)變點(diǎn)。

（4）局部/整體成形性評價(jià)圖構(gòu)建。引入真實(shí)斷裂應(yīng)變和真實(shí)均勻應(yīng)變，構(gòu)建成形性分類和評級系統(tǒng)，獲取兩種材料在局部/整體成形性評價(jià)圖中的分布位置[6]。

具體方法：根據(jù)ASTM E8 標(biāo)準(zhǔn)對橫向試樣進(jìn)行拉伸，基于斷裂試樣的斷面測量獲取真實(shí)斷裂應(yīng)變，基于拉伸試樣的均勻延伸率獲取真實(shí)均勻應(yīng)變。

真實(shí)斷裂應(yīng)變TFS（True Fracture Strain），等效于無限小長度標(biāo)距上的真實(shí)斷裂應(yīng)變，其表達(dá)式為：

式中：q——斷面收縮率，%；e0——一個(gè)基于無限小長度標(biāo)距上的斷裂工程應(yīng)變值；A0——試樣斷裂前的橫截面面積，mm2；Af——試樣斷裂后的橫截面面積，mm2。

真實(shí)均勻應(yīng)變 （True uniform strain）:

式中：UE——通過拉伸曲線測量得到的均勻延伸率。

圖1 局部/整體成形性評價(jià)

3 試驗(yàn)結(jié)果

3.1 顯微組織

兩種不同成分體系雙相鋼的組織如圖2 所示。

從圖2 可以看出，兩種材料主要由鐵素體和馬氏體組成，馬氏體呈島狀分布在鐵素體周圍，添加0.025%的Nb 后，組織中的馬氏體含量由8%增加到13%，鐵素體的平均晶粒尺寸由9 μm 減小到6 μm，且小尺寸晶粒占比較多，鐵素體晶界析出的碳化物減少，組織更純凈。

圖2 雙相鋼的組織

3.2 基礎(chǔ)力學(xué)性能

兩種成分體系雙相鋼的基礎(chǔ)力學(xué)性能見表2，應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖3 所示。

表2 雙相鋼的力學(xué)性能

從圖3 可以看出，兩種成分體系的雙相鋼的強(qiáng)度、延伸率、加工硬化指數(shù)基本相同，其中屈服強(qiáng)度在382～393 MPa 之間，橫縱向基本一樣，不存在各向異性，抗拉強(qiáng)度在616～641MPa 之間，其中90°方向強(qiáng)度略高，均勻塑性延伸率Ag在15%～16%之間，總延伸率A80在23.5%～24.3%之間，加工硬化指數(shù)n10-15在0.153～0.165 之間。Nb系的屈強(qiáng)比為0.623，C-Mn-Cr 系的屈強(qiáng)比為0.605，較Nb 系略低。

圖3 雙相鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線

3.3 擴(kuò)孔性能

兩種成分體系的雙相鋼材料，每種取4 塊120 mm×120 mm 樣片進(jìn)行沖孔后錐頭擴(kuò)孔率測試，以孔緣處產(chǎn)生第一條貫穿裂紋時(shí)的孔徑進(jìn)行測量，材料的擴(kuò)孔率采用公式計(jì)算：

式中：D0——沖制圓孔直徑，mm；Dh為孔緣開裂時(shí)的直徑，mm。

開裂時(shí)孔緣狀態(tài)如圖4 所示，兩種材料的擴(kuò)孔率結(jié)果見表3。

表3 不同成分體系雙相鋼的擴(kuò)孔率

圖4 開裂時(shí)的孔緣狀態(tài)

結(jié)果顯示：C-Mn-Cr 成分體系的平均擴(kuò)孔率為40.8%，Nb 系平均擴(kuò)孔率為52.5%，添加0.025%的Nb 后，材料擴(kuò)孔率提高了28.7%。

3.4 成形極限性能

采用不同寬度尺寸試樣對兩種成分體系雙相鋼進(jìn)行脹形試驗(yàn)，試驗(yàn)樣片如圖5 所示。獲取距離開裂位置最近的完整網(wǎng)格的極限應(yīng)變，得到兩種材料的FLC 曲線，如圖6 所示，其平面應(yīng)變值及FLD0值見表4。C-Mn-Cr 系鍍鋅雙相鋼的平面應(yīng)變值為0.236，F(xiàn)LD0值為0.186，添加0.025%的Nb 后，平面應(yīng)變值為0.231，F(xiàn)LD0值為0.183，基本沒發(fā)生變化。

圖5 脹形試驗(yàn)樣片

圖6 兩種成分體系雙相鋼的FLC 曲線

表4 兩種不同成分體系材料的極限應(yīng)變

3.5 局部/整體成形性評價(jià)圖

參照ASTM E8 標(biāo)準(zhǔn)將試樣進(jìn)行單向拉伸，試樣尺寸如圖7 所示。通過拉伸均勻延伸率獲取其真實(shí)均勻應(yīng)變，通過對拉斷試樣斷面尺寸測量，如圖8 所示。獲取真實(shí)斷裂應(yīng)變，進(jìn)而得到局部/整體應(yīng)變比和成形性指數(shù)，見表5。C-Mn-Cr 系和Nb系兩種雙相鋼在局部/整體成形性分布圖中的位置如圖9 所示，C-Mn-Cr 系的真實(shí)斷裂應(yīng)變TFS 為0.93，真實(shí)均勻應(yīng)變εu為0.14，局部/整體應(yīng)變比為6.62，成形性指數(shù)F.I.為0.361，添加0.025%的Nb 后，真實(shí)斷裂應(yīng)變?yōu)?.121 5，提高了20.6%，真實(shí)均勻應(yīng)變εu為0.1515，提高了8%，局部/整體應(yīng)變比為7.43，提高了12.23%，成形性指數(shù)F.I.為0.413，提高了14.4%，兩者在成形性評級系統(tǒng)中均處于“very good”等級，在成形性分類系統(tǒng)中均處于“Balanced/Global formability”，但Nb 系的局部/整體成形性均較C-Mn-Cr 系略優(yōu)，局部成形性優(yōu)勢更明顯。

圖7 ASTM E8 標(biāo)準(zhǔn)試樣尺寸

圖8 拉斷試樣斷面尺寸測量

表5 兩種成分體系雙相鋼局部/整體成形性相關(guān)參數(shù)

圖9 兩種不同成分雙相鋼在成形性分布圖中的位置

4 討論

雙相鋼主要由鐵素體和馬氏體兩相組成，馬氏體相變會對鐵素體產(chǎn)生一定應(yīng)力，使鐵素體內(nèi)產(chǎn)生一定量的可動位錯(cuò)，材料在變形初期，位錯(cuò)密度不斷增加，隨著變形的增加，使位錯(cuò)密度達(dá)到一定程度，繼續(xù)變形會造成位錯(cuò)的纏繞和抵消[7]，所以材料在變形過程中，其瞬時(shí)n 值會呈現(xiàn)先升高再降低的趨勢，如圖10 所示。在C-Mn-Cr系鍍鋅590 MPa 級雙相鋼中添加少量Nb 后，鐵素體晶粒變小，晶界增加，材料發(fā)生塑性變形，位錯(cuò)在較短距離內(nèi)會遇到較大阻力，所以在變形初期，Nb 系的瞬時(shí)n 值變化速率較快。

圖10 雙相鋼的瞬時(shí)n 值

根據(jù)Ludwik 方程，兩邊求導(dǎo)然后取對數(shù)，得到材料的C-J曲線，如圖11所示。Ludwik 方程和C-J方程：

從圖10 可以看出，雙相鋼的變形大致分為兩段，這是雙相鋼的雙屈服現(xiàn)象[8]，主要是由馬氏體的變形引起的，在低應(yīng)變時(shí)，變形主要發(fā)生在鐵素體，隨著應(yīng)變的增加，馬氏體開始發(fā)生塑性變形，當(dāng)一定量的馬氏體發(fā)生變形時(shí)，雙相鋼表現(xiàn)為二次屈服現(xiàn)象[8]，此時(shí)雙相鋼的應(yīng)變硬化能力開始下降。從圖11 可以看出，Nb 系的雙屈服現(xiàn)象更為明顯，在變形初期，Nb 系的 ln（d/d）較低，即應(yīng)變硬化速率dσ/dε 較低，瞬時(shí)n 值較低，這是因?yàn)镹b 系鍍鋅雙相鋼中鐵馬兩相組織協(xié)調(diào)變形能力好，受到外力發(fā)生變形后，迅速將應(yīng)力分散，使其保持在相對較低的應(yīng)變硬化速率下，使鐵素體不斷強(qiáng)化，逐步與馬氏體實(shí)現(xiàn)等應(yīng)變量變形。

圖11 雙相鋼的C-J 曲線

此外，C-Mn-Cr 系和Nb 系兩種材料單向拉伸時(shí)的強(qiáng)度相當(dāng)，但Nb 系的組織更為細(xì)小，也可以說明Nb 系鍍鋅雙相鋼中鐵素體和馬氏體兩相的相強(qiáng)度差較小，這與C-J 曲線中Nb 系的應(yīng)變硬化速率dσ/dε 較低，雙屈服現(xiàn)象更為明顯的結(jié)果也是匹配的，也正是由于Nb 系中鐵素體和馬氏體兩相的強(qiáng)度差較小，組織協(xié)調(diào)變形能力較好，在擴(kuò)孔、拉彎、缺口拉伸等以局部變形為主的成形過程中，優(yōu)勢更為明顯，這也與試驗(yàn)測量的Nb 系的擴(kuò)孔率更高，在局部/整體成形性分布圖中局部成形性更優(yōu)的結(jié)果是一致的。

5 結(jié)論

（1）在C-Mn-Cr 系鍍鋅590DP 基礎(chǔ)上增加0.025% 的Nb 后，馬氏體含量增加，小尺寸鐵素體晶粒增加，組織中鐵馬兩相協(xié)同變性能力增加，單向拉伸后強(qiáng)度變化不大，雙屈服現(xiàn)象更加明顯。

（2）添加0.025%的Nb 后，單向拉伸中的均勻延伸率、成形極限性能等以整體變形為主的全局成形性基本不變。

（3）添加0.025%的Nb 后，擴(kuò)孔性能提高了28.7%，真實(shí)斷裂應(yīng)變TFS 提高了20.6%，局部成形性明顯提高。