Nb 对镀锌590DP 双相钢成形性能的影响

张 茜 刘淑影 王玉慧

（唐山钢铁集团有限责任公司）

0 前言

近年来，雾霾天气使得人们越来越关注我们赖以生存的环境。随着汽车工业的快速发展，中国已经成为世界上最大的汽车产销国，相关数据统计显示：截止到2020 年底，中国汽车保有量达到2.81 亿，带给环境的压力，使得节能减排迫在眉睫，轻量化工作迫在眉睫[1]。

为达到“减重节能、减少排放”和提高汽车碰撞安全性的目的，汽车工业必须使用大量的双相钢以减薄所用钢板的厚度，钢板减薄后对材料的耐蚀性提出了更高的要求[2]，镀锌双相钢属于先进高强钢系列，兼具双相钢的强塑性和良好的耐蚀性，是极具潜力的汽车用钢之一。590 MPa 级双相钢兼具高强度和良好的塑性，在车身上有较好的应用前景。很多材料供应商为满足不同零件的成形需求，开发了不同成分体系、不同使用要求的590 MPa 级双相钢，因此，掌握其成形特性，在零件设计选材轻量化应用中具有较大的参考价值。

笔者以C-Mn-Cr 系镀锌590DP 为基准，研究添加少量Nb 元素后，其显微组织、基础力学性能、扩孔性能、成形极限性能以及在局部/整体成形分布图中的位置等方面的变化，为后续其在零部件上的应用提供了可靠的技术参考。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验材料为唐钢高强汽车板公司生产的C-Mn-Cr 系和C-Mn-Cr-Nb 系（下文简称Nb 系）的镀锌双相钢，其厚度均为1.2 mm，化学成分见表1，采用金相显微镜和ZEISS 扫描电镜进行组织观察。

表1 双相钢的化学成分 %

1.2 试验方法

（1）拉伸试验。根据GB/T228.1—2010《金属材料拉伸试验第1 部分：室温试验方法》[3]，在ZWICK 拉伸试验机进行拉伸性测试，拉伸试样标距为80 mm，取0°、90°两个方向的力学性能进行测试，每个方向进行3 次重复试验。

（2）扩孔试验。根据GB/T 15825.4—2008《金属薄板成形性能与试验方法 第4 部分：扩孔试验》[4]，在BCS-50A 通用板材成形性能试验机上进行冲孔、扩孔率的测试。

（3）成形极限试验。根据GB/T 15825.8—2008《金属薄板成形性能与试验方法 第8 部分：成形极限图（FLD）测定指南》[5]，采用光学应变分析技术，在BCS-50A 通用板材成形性能试验机上进行成形极限曲线FLC 测定，采用2.5 mm×2.5 mm 的正方形网格，选取距开裂位置最近的完整网格应变作为试样的极限应变点。

（4）局部/整体成形性评价图构建。引入真实断裂应变和真实均匀应变，构建成形性分类和评级系统，获取两种材料在局部/整体成形性评价图中的分布位置[6]。

具体方法：根据ASTM E8 标准对横向试样进行拉伸，基于断裂试样的断面测量获取真实断裂应变，基于拉伸试样的均匀延伸率获取真实均匀应变。

真实断裂应变TFS（True Fracture Strain），等效于无限小长度标距上的真实断裂应变，其表达式为：

式中：q——断面收缩率，%；e0——一个基于无限小长度标距上的断裂工程应变值；A0——试样断裂前的横截面面积，mm2；Af——试样断裂后的横截面面积，mm2。

真实均匀应变 （True uniform strain）:

式中：UE——通过拉伸曲线测量得到的均匀延伸率。

图1 局部/整体成形性评价

3 试验结果

3.1 显微组织

两种不同成分体系双相钢的组织如图2 所示。

从图2 可以看出，两种材料主要由铁素体和马氏体组成，马氏体呈岛状分布在铁素体周围，添加0.025%的Nb 后，组织中的马氏体含量由8%增加到13%，铁素体的平均晶粒尺寸由9 μm 减小到6 μm，且小尺寸晶粒占比较多，铁素体晶界析出的碳化物减少，组织更纯净。

图2 双相钢的组织

3.2 基础力学性能

两种成分体系双相钢的基础力学性能见表2，应力应变曲线如图3 所示。

表2 双相钢的力学性能

从图3 可以看出，两种成分体系的双相钢的强度、延伸率、加工硬化指数基本相同，其中屈服强度在382～393 MPa 之间，横纵向基本一样，不存在各向异性，抗拉强度在616～641MPa 之间，其中90°方向强度略高，均匀塑性延伸率Ag在15%～16%之间，总延伸率A80在23.5%～24.3%之间，加工硬化指数n10-15在0.153～0.165 之间。Nb系的屈强比为0.623，C-Mn-Cr 系的屈强比为0.605，较Nb 系略低。

图3 双相钢的应力应变曲线

3.3 扩孔性能

两种成分体系的双相钢材料，每种取4 块120 mm×120 mm 样片进行冲孔后锥头扩孔率测试，以孔缘处产生第一条贯穿裂纹时的孔径进行测量，材料的扩孔率采用公式计算：

式中：D0——冲制圆孔直径，mm；Dh为孔缘开裂时的直径，mm。

开裂时孔缘状态如图4 所示，两种材料的扩孔率结果见表3。

表3 不同成分体系双相钢的扩孔率

图4 开裂时的孔缘状态

结果显示：C-Mn-Cr 成分体系的平均扩孔率为40.8%，Nb 系平均扩孔率为52.5%，添加0.025%的Nb 后，材料扩孔率提高了28.7%。

3.4 成形极限性能

采用不同宽度尺寸试样对两种成分体系双相钢进行胀形试验，试验样片如图5 所示。获取距离开裂位置最近的完整网格的极限应变，得到两种材料的FLC 曲线，如图6 所示，其平面应变值及FLD0值见表4。C-Mn-Cr 系镀锌双相钢的平面应变值为0.236，FLD0值为0.186，添加0.025%的Nb 后，平面应变值为0.231，FLD0值为0.183，基本没发生变化。

图5 胀形试验样片

图6 两种成分体系双相钢的FLC 曲线

表4 两种不同成分体系材料的极限应变

3.5 局部/整体成形性评价图

参照ASTM E8 标准将试样进行单向拉伸，试样尺寸如图7 所示。通过拉伸均匀延伸率获取其真实均匀应变，通过对拉断试样断面尺寸测量，如图8 所示。获取真实断裂应变，进而得到局部/整体应变比和成形性指数，见表5。C-Mn-Cr 系和Nb系两种双相钢在局部/整体成形性分布图中的位置如图9 所示，C-Mn-Cr 系的真实断裂应变TFS 为0.93，真实均匀应变εu为0.14，局部/整体应变比为6.62，成形性指数F.I.为0.361，添加0.025%的Nb 后，真实断裂应变为1.121 5，提高了20.6%，真实均匀应变εu为0.1515，提高了8%，局部/整体应变比为7.43，提高了12.23%，成形性指数F.I.为0.413，提高了14.4%，两者在成形性评级系统中均处于“very good”等级，在成形性分类系统中均处于“Balanced/Global formability”，但Nb 系的局部/整体成形性均较C-Mn-Cr 系略优，局部成形性优势更明显。

图7 ASTM E8 标准试样尺寸

图8 拉断试样断面尺寸测量

表5 两种成分体系双相钢局部/整体成形性相关参数

图9 两种不同成分双相钢在成形性分布图中的位置

4 讨论

双相钢主要由铁素体和马氏体两相组成，马氏体相变会对铁素体产生一定应力，使铁素体内产生一定量的可动位错，材料在变形初期，位错密度不断增加，随着变形的增加，使位错密度达到一定程度，继续变形会造成位错的缠绕和抵消[7]，所以材料在变形过程中，其瞬时n 值会呈现先升高再降低的趋势，如图10 所示。在C-Mn-Cr系镀锌590 MPa 级双相钢中添加少量Nb 后，铁素体晶粒变小，晶界增加，材料发生塑性变形，位错在较短距离内会遇到较大阻力，所以在变形初期，Nb 系的瞬时n 值变化速率较快。

图10 双相钢的瞬时n 值

根据Ludwik 方程，两边求导然后取对数，得到材料的C-J曲线，如图11所示。Ludwik 方程和C-J方程：

从图10 可以看出，双相钢的变形大致分为两段，这是双相钢的双屈服现象[8]，主要是由马氏体的变形引起的，在低应变时，变形主要发生在铁素体，随着应变的增加，马氏体开始发生塑性变形，当一定量的马氏体发生变形时，双相钢表现为二次屈服现象[8]，此时双相钢的应变硬化能力开始下降。从图11 可以看出，Nb 系的双屈服现象更为明显，在变形初期，Nb 系的 ln（d/d）较低，即应变硬化速率dσ/dε 较低，瞬时n 值较低，这是因为Nb 系镀锌双相钢中铁马两相组织协调变形能力好，受到外力发生变形后，迅速将应力分散，使其保持在相对较低的应变硬化速率下，使铁素体不断强化，逐步与马氏体实现等应变量变形。

图11 双相钢的C-J 曲线

此外，C-Mn-Cr 系和Nb 系两种材料单向拉伸时的强度相当，但Nb 系的组织更为细小，也可以说明Nb 系镀锌双相钢中铁素体和马氏体两相的相强度差较小，这与C-J 曲线中Nb 系的应变硬化速率dσ/dε 较低，双屈服现象更为明显的结果也是匹配的，也正是由于Nb 系中铁素体和马氏体两相的强度差较小，组织协调变形能力较好，在扩孔、拉弯、缺口拉伸等以局部变形为主的成形过程中，优势更为明显，这也与试验测量的Nb 系的扩孔率更高，在局部/整体成形性分布图中局部成形性更优的结果是一致的。

5 结论

（1）在C-Mn-Cr 系镀锌590DP 基础上增加0.025% 的Nb 后，马氏体含量增加，小尺寸铁素体晶粒增加，组织中铁马两相协同变性能力增加，单向拉伸后强度变化不大，双屈服现象更加明显。

（2）添加0.025%的Nb 后，单向拉伸中的均匀延伸率、成形极限性能等以整体变形为主的全局成形性基本不变。

（3）添加0.025%的Nb 后，扩孔性能提高了28.7%，真实断裂应变TFS 提高了20.6%，局部成形性明显提高。