1.2.3 增强成形钢

2020年，我国首次提出“2030年前实现碳达峰，2060年前实现碳中和”的国家战略目标，并开始部署相关行业的碳中和实现路径。作为重要的碳排放来源，汽车行业的碳减排进度将影响我国“双碳”目标的实现。先进高强钢的应用有助于车身的轻量化，是汽车行业实现碳减排与碳中和的重要途径。双相（Dual-Phase，DP）钢作为先进高强钢的典型代表钢种，由低碳钢或低碳合金钢经过临界区退火处理得到，显微组织主要由铁素体和马氏体组成。通常，金属材料的强度主要影响因素是硬质相的强度及比例，而金属材料的塑性是由软相的塑性及比例决定的。由于DP钢组织中含有大量的铁素体且合金含量相对较低，因此具有低屈强比、高初始加工硬化能力、高伸长率、较好的成形性能以及易于批量生产等特征。正是基于这些优点，DP钢目前已成为汽车白车身中使用比例最高的先进高强钢。

1.2.3.1 增强成形性双相钢

1.增强成形性双相钢简介

对于复杂形状的零部件，传统DP钢组织中的铁素体与马氏体之间应变不协调且伸长率偏低，在部分高拉延性零件上容易发生开裂，难以满足复杂结构件的冲压要求，如图1-33所示。为有效改善DP钢的成形能力，需要提高其总伸长率。解决这个问题的一个重要途径是在DP钢的基体中引入适量的、稳定性适中的残余奥氏体。在变形前期和中期，部分残余奥氏体在应力作用下会逐渐转变成马氏体，产生相变诱发塑性（Transformation Induced Plasticity，TRIP）效应，能有效提高材料的伸长率和加工硬化率；在变形中后期，基体中剩余的稳定性较高的残余奥氏体在应力的作用下转变成马氏体并发生体积膨胀，松弛了基体内的局部应力并有效阻碍了微裂纹的扩展。在上述两种机制的综合作用下，残余奥氏体能有效提高DP钢的总伸长率和成形性能，这就形成了增强成形性双相钢（DP Steel with Improved Formability，DH钢）的概念。与DP钢相比，相同强度级别DH钢的伸长率具有明显优势。除了DP钢和DH钢以外，图1-34中还给出了复相钢（Complex Phase Steel，CP钢）和高塑性复相钢（CP Steel with Improved Formability，CH钢）的应力-应变曲线。相同强度等级下，DH钢的伸长率最高，DP钢次之。同级别的DH钢和DP钢的屈服强度接近，但DH钢能在更大的应变量范围内持续硬化。

2.材料制备工艺及关键技术

为了改善DP钢成形能力不足的问题，首钢技术研究院汽车板研发团队在国内率先开启了高变形能力DH钢的研发。在工业试制DH钢之前，首先在实验室内进行DH钢的中试，各项性能合格后再进行工业生产。DH钢开发的初衷是在双相钢基础上提高塑性，这需要在双相钢中引入一定量的残余奥氏体，所以C、Mn含量相对传统双相钢较高。同时，基体中需加入一定量的Si、Al元素，用以抑制时效过程中碳化物的析出、增加残余奥氏体稳定性。前期，首钢试制了高Si体系的DP780和DP980，由于Si含量过高，不利于带钢表面质量的控制。综合考虑强度、伸长率以及带钢表面质量的要求，首钢DH780和DH980均采用C-Mn-Al-Si的成分体系。在此原则指导下，结合前期高强钢的成分设计经验，设计了3种成分的DH980，见表1-15。

为判断成分设计的合理性，利用热力学软件计算了3#成分的CCT曲线，结果如图1-35所示。1#和2#成分的CCT曲线与3#成分区别较小。全奥氏体化和部分奥氏体化对材料的CCT曲线影响并不明显。两种奥氏体化温度下，珠光体转变的临界冷速都小于10℃/s，这表明该成分的带钢在工业退火炉的冷却条件下淬透性是足够的，不必添加Mo、B等昂贵或者对镀层质量有明显影响的元素来提高淬透性。

在中试车间利用50kg真空感应炉炼钢，钢锭切除冒口后进加热炉加热，加热温度为1250℃，保温2h。加热后在中试轧机上轧制成厚度为3mm的热轧板，终轧温度为890℃。热轧完成后钢板塞入加热炉保温1h后炉冷，模拟卷取过程。热轧板冷至室温后进行酸洗、冷轧，冷轧压下率为50%左右。对不同成分的冷轧板进行了退火模拟，对应的工艺和力学性能见表1-16。退火工艺参数对三种成分DH980钢的力学性能的影响趋势基本一致，屈服强度和抗拉强度均随均热温度的升高而上升，而伸长率则随之下降。对比1#、2#和3#成分，1#样品的合金含量偏低，导致整体强度偏低，如780℃退火后伸长率高于标准要求的下限15%，但抗拉强度低于980MPa；2#样品的Si+Al含量偏低，导致材料的伸长率偏低，虽然780℃退火后抗拉强度合格，但伸长率低于15%；3#样品的合金含量均衡，经780℃退火后综合力学性能符合标准要求。

在其他参数不变的情况下，3#样品分别经780℃、800℃、820℃退火后的显微组织如图1-36所示。780℃均热后，基体内铁素体尺寸相对粗大，且铁素体的体积分数偏大；随着均热温度的升高，铁素体晶粒尺寸变小且硬相含量逐步增加，这正是强度随均热温度升高而逐渐升高的原因。XRD结果显示，不同工艺下组织中的残余奥氏体含量介于1%～6%。

图1-37所示为DH980中残余奥氏体在透射电镜下的形貌。图中分别给出了典型马氏体及残余奥氏体分布情况，包含明场像和暗场像。由图可知，DH980中马氏体及残余奥氏体呈现出依附生长的状态，分布在马氏体周边的残余奥氏体在时效过程中能充分地吸收马氏体内扩散过来的碳原子实现稳定化，在变形过程中稳定性适中的残余奥氏体能协调应变并持续地产生形变诱导相变效应（TRIP效应），对提高伸长率具有积极的意义。

基于中试试验数据，首钢开始了高屈服强度DH980钢（牌号HC700/980DH）的试制。炼钢工艺设计为：转炉冶炼→LF炉精炼→RH真空脱气→板坯连铸，严格控制C、Si、Mn、Cr、Al、Nb的成分范围，降低成分波动对力学性能的影响。由于钢液铝含量较高，为了减轻连铸时保护渣变性，使用了高铝钢专用保护渣。铸坯经加热后除鳞、定宽、粗轧后进入精轧机组，终轧温度为890℃。热轧卷经酸洗后进行冷轧，冷轧压下率为50%左右。DH980冷轧后采用连退炉退火，连退均热温度/缓冷温度/快冷温度/时效温度/带速均参考中试结果设定。图1-38给出了工业试制的铸坯、热轧卷及连退板的图片。

在连退卷不同部位取样复测性能，见表1-17。结果表明，DH980连退成品的性能满足标准要求且性能均匀性良好。

图1-39给出了某座椅靠背边板零件模拟冲压成形图像，用DH980成形整体无严重开裂区域，而用DP980冲压，零件在多处出现了开裂现象。因此，使用DP980成形该零件具有较大的开裂风险。针对此类复杂零件，使用成形性更好的DH980优势明显。

3.国内外技术及产业发展情况

利用残余奥氏体提高DP钢伸长率的概念早在1987年就已经出现，这类DP钢后来被称为相变诱导塑性双相钢（TRIP-Aided DP Steel，TADP钢）。新日铁于1987年开发了成分为0.4C-0.8Mn-1.5Si的高强钢，经两相区均热后在贝氏体区等温时效不同时间，可获得不同的强度和伸长率组合，所采用的热处理工艺和不同工艺下的力学性能分别如图1-40和图1-41所示。0.4C-0.8Mn-1.5Si在770℃下均热5min/400℃时效2～5min后可获得抗拉强度达1000MPa、伸长率大于30%的性能组合；在820℃均热5min/400℃等温2min后可获得抗拉强度1200MPa、伸长率大于15%的性能组合。在所研究的均热温度范围内，材料的抗拉强度基本都随贝氏体区时效时间的延长而降低。伸长率的变化趋势与均热温度有关。均热温度为770～790℃时，伸长率在时效5min后达到最高，超过5min后伸长率明显降低；均热温度升高至820～870℃后，伸长率随时效时间的延长单调下降。

考虑到Si和P都是铁素体形成元素且均能抑制碳化物的析出，台湾中钢研究了Si和P含量对低碳钢（C含量介于0.08%～0.18%，Mn含量介于1.3%～2.0%）残余奥氏体含量和力学性能的影响。低碳钢经冷轧后，在770～850℃之间均热1～7.5min，随后快冷至400～450℃等温时效1～5min，P和Si复合添加后能显著提高基体中残余奥氏体的含量。如图1-42所示，在800℃均热2.5min、450℃时效5min的条件下，当基体Si含量为0.5%时，P含量从0增加至0.28%后基体的残余奥氏体含量从约1%显著增加至约14%；而当基体中不含Si时，P含量从0增加至0.28%后基体的残余奥氏体含量仅从约1%增加至约4%。P含量为0.07%、Si含量为0.5%时材料的综合力学性能最优，此时抗拉强度为730MPa，伸长率可达36%，如图1-43所示。

最近，塔塔公司研发人员介绍了DH钢的开发情况。塔塔公司780MPa级DH钢（DH780）采用TADP的理念生产，退火工艺如图1-44所示。DH780的退火工艺与传统TRIP钢相似，两相区均热后在贝氏体区等温时效以获得适当数量的贝氏体。基体中需添加Al和Si以抑制时效过程中渗碳体的形成。在时效过程中，贝氏体中的自由碳会扩散到剩余的奥氏体中，少部分稳定性较高的奥氏体在终冷后会得到保留，其余稳定性较差的奥氏体则转变成马氏体。通过调整化学成分，可调节时效过程中的奥氏体稳定性，以在终冷过程中形成相当数量的马氏体，获得屈服强度和抗拉强度满足常规DP780要求、加工硬化和伸长率得到显著提升的DH780。因此，DH780最终的显微组织包括铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体。需要指出的是，DH780与TRIP780相比合金含量更低，因此，DH780具有更好的可制造性和可加工性。

塔塔公司研发人员认为利用TADP理念生产DH980难以满足屈服强度和局部成形性的要求，因此他建议使用TAB钢（TRIP-Aided Bainitic Steel，与TBF钢类似）的理念来生产DH980。TAB钢通过在两相区高温退火或完全奥氏体化后快冷至贝氏体区等温时效以形成大量的贝氏体组织。与TADP钢一样，基体中需添加较高含量的硅或铝以抑制碳化物的大量产生。根据工艺的变化，组织中可能含有少量的铁素体和马氏体。为获得大量的稳定性更高的残余奥氏体，可在较低的贝氏体转变温度时效，这样还可提高基体的屈服强度（图1-45）。

图1-46比较了工业生产的TAB980与常规DP980和CP980钢的应力-应变曲线。TAB980的伸长率具有明显优势（图1-46a和b）。低屈服TAB980的伸长率与DP780的伸长率接近；高屈服TAB980的塑性与常规低屈服DP980的塑性相当，但屈服强度相比增加100～150MPa。贝氏体组织不仅能改善扩孔率，也能提高折弯性能，图1-46c所示为不同钢种的相对折弯性能（基准为低屈服DP980）的对比。高硅钢退火过程中更容易产生表面缺陷，这可能会对折弯性能产生负面影响。图1-46d比较了不同钢种的相对扩孔率（基准为低屈服DP980）。低屈服TAB980的扩孔率明显优于低屈服DP980，与高屈服DP980相当；高屈服TAB980的扩孔率显著提高，介于高屈服DP980和CP980之间。众所周知，DP钢具有较强的边部裂纹敏感性，因为较软的铁素体和较硬的马氏体混合组织在相对较低的应变下能促进应变局部化，从而导致损伤和断裂。相比而言，TAB钢的组织相对均匀、硬度差异不大，从而能改善边部裂纹敏感性。

不同企业采用不同的成分体系生产DH钢，国内外典型钢企DH钢的化学成分见表1-18。以阿赛洛为代表的国外钢企主要采用高Si成分体系；为改善带钢的表面质量，首钢采用的是Al、Si复合添加的成分体系。表1-19列出了VDA标准中DH钢的力学性能范围，也给出了相同强度级别DP钢的性能要求。相同强度级别DH钢的伸长率和加工硬化率（ n 值）标准明显高于DP钢。

国内外典型钢企DH钢的力学性能见表1-20，不同厂家同级别DH钢的力学性能差别并不大。与同等强度级别的DP钢相比，DH钢的伸长率和 n 值明显具有优势，这正是DH钢成形性能改善的直接原因。

虽然不同厂家生产同级别DH钢的力学性能差异不大，但由于化学成分和生产工艺的不同，显微组织上还是存在一定差异的。图1-47所示为阿赛洛TD1050和首钢DH980的金相组织。对比结果表明，首钢DH980的显微组织整体上细小一些，这与微合金元素的添加有关；另外DH980带状组织相对轻一些，这与合金元素的宏观和微观偏析有关，可通过调整连铸工艺和热轧工艺来改善。

近年来，欧洲多个车企及德国汽车工业协会（VDA）等纷纷提出了增强成形性双相钢（DH钢）的概念，并将其修订在新的VDA标准中。与此同时，首钢在与国内外主流车企交流的过程中，得知用户同样面临着传统双DP在高拉延性零件上成形困难的问题。为帮助客户改善传统DP钢成形性不足的问题，首钢技术研究院汽车板研发团队在国内率先开启了DH钢的研发和攻关。经多轮中试开发后确定了DH钢的化学成分，随后在产线进行了工业试制和批量化生产。性能检测结果表明，首钢DH钢的力学性能满足标准要求，并且通卷性能均匀性良好。目前，首钢DH钢已在各主流车企得到批量应用。

4.小结

DP钢具有良好的综合力学性能，在汽车零部件上有大量应用。但是传统的DP钢在诸多高拉延性的零件上成形困难，难以满足复杂车身结构件的冲压需求。在DP钢的基体中引入适量的残余奥氏体以提高DP钢的成形性，研究人员提出了相变诱导塑性双相钢（TADP钢）。此外，为改善高强度级别（980MPa以上）DP钢的整体和局部成形性能，研究人员提出在贝氏体基体中引入适量的残余奥氏体，这样可获得兼具良好整体成形性和局部成形性的材料，这一概念被称为相变诱导贝氏体铁素体钢（TBF钢）或相变诱导贝氏体钢（TAB钢）。由于DH钢的Al、Si等合金含量较高，因此连铸生产相对困难。此外，由于基体中含少量残余奥氏体，高强度级别的镀锌DH钢还存在液态金属脆化（LME）的风险。针对DH钢的连铸问题，需持续开发性能更好的高Al钢专用保护渣。针对高强度级别镀锌DH钢焊接时的LME风险，可通过调整焊接工艺参数得到改善。

1.2.3.2 增强成形性复相钢材料

复相钢（Complex Phase Steel，CP钢）是一种金相组织由铁素体+马氏体+贝氏体等多相组成的高强钢，广泛应用于汽车结构件上，以提升汽车的轻量化水平。传统DP钢主要由铁素体+马氏体两相组织构成，具有较好的强度和延伸性能，适用于高强度、变形量较大的冲压零件的生产，但其扩孔性能和翻边性能略有不足，无法满足折弯、翻边类成形需求。与传统DP钢相比，CP钢具有更好的扩孔性能，适用于翻边折弯成形零件的生产，但整体伸长率较低，不适用于冲压类零件。随着先进高强钢板用途的不断扩大，汽车零件对材料的成形性能要求也越来越高，除高强度外还要有较高的伸长率要求。DP钢和CP钢除了成形能力不足以外，法兰边翻边扩孔能力也相对较差，上述DP钢和CP钢的短板，催生出高强度高延展性钢的制备技术，如淬火配分钢（Quenching and Partitioning Steel，Q&P钢）和DH钢等产品，在力学性能上具有强度高、伸长率好的优点，但是也有着其使用局限。尤其设计结构复杂的汽车零件对高强度、高伸长率、高扩孔能力的材料具有强烈的需求。

1.增强成形性复相钢简介

增强成形性复相钢（Complex Phase Steel with Improved Formability，CH钢）的显微组织如图1-48所示。

该钢种是在传统DP钢铁素体+马氏体+贝氏体的基础上，在组织中引入亚稳相的残余奥氏体，马氏体和贝氏体提供高强度和较高的扩孔率，铁素体提供一定的延伸性能，依靠残余奥氏体的相变诱发塑性作用获得更高的均匀伸长率和总伸长率，多相组织复合使CH钢在具有高强度高扩孔性能的同时，具有较好的延伸性能。

2.材料制备工艺及关键技术

CH钢是在传统DP钢的基础上，通过在组织中引入残余奥氏体，使之在具有高强度的同时，依靠残余奥氏体的作用获得更高的均匀伸长率和总伸长率，同时保持DP钢具有的高扩孔性能。因此，如何获得稳定的残余奥氏体成为产品成分设计、工艺优化的关键所在。此外，CH钢扩孔率要求较高，如何控制铁素体+贝氏体+马氏体组织的含量才能获得较高的扩孔率也是关键问题。

CH钢在生产过程中，需要将冷轧材加热到完全奥氏体化区间，在快速冷却过程中避免多边形铁素体及珠光体形成，在时效段贝氏体区进行贝氏体转变，并残留奥氏体，最后快冷获得一定量的马氏体组织，最终形成铁素体+贝氏体+马氏体+残余奥氏体组织，其生产工艺如图1-49所示。生产CH钢需要连续退火产线具备稳定的高温加热能力实现带钢的完全奥氏体化，同时基体中应添加一定量的硅和铝元素以提高残余奥氏体的含量和稳定性，考虑以铝代替硅来提升表面质量。此外基体中还应添加一定量的微合金元素，一方面可以细化晶粒，另一方面，通过析出强化铁素体，可以提高带钢的局部成形性能。

3.国内外技术及产业发展情况

在CH钢产品开发方面，目前国内外材料供应商均已开展研发。国外方面，欧洲如奥地利联合钢铁集团（简称奥钢联）、安赛乐米塔尔等钢企均已开展相关产品开发。阿赛洛（安赛乐米塔尔的一部分）于2015年成功开发CH钢产品，强度等级为980MPa和1180MPa，具备连退板和电镀锌板产品生产能力，GI和GA镀层正在研发过程中。奥钢联2019年成功开发了高韧性复相钢产品，强度等级为980～1370MPa，厚度为1.0～1.9mm，具备连退板和电镀锌板产品生产能力，GI和GA镀层正在研发过程中，该产品具有高屈服强度的同时还具有良好的弯曲性能、抗冲压边裂性能、可焊性以及高的碰撞能量吸收能力。CH钢由于具有比CP钢更高的成形能力以及比DP钢更高的扩孔性能，同时具有超高强度等级，特别适合座椅结构的成形需要，CH钢将成为座椅选材的发展新趋势。CH钢已被国际顶级座椅骨架生产商写入材料标准，这对CH钢的应用对其他配套厂商有着重要的指导作用，如图1-50所示。因此，CH钢具有很好的市场前景。

VDA239-100标准中对CH钢进行了规定，共有3个级别，分别为CR780Y980T-CH、CR900Y1180T-CH以及CR1000Y1370T-CH。与DP钢相比，在980MPa和1180MPa强度级别上，CH钢与CP钢屈服强度和抗拉强度范围完全一致，但伸长率下限有所提高，分别由7%和6%提高至11%和8%；同时，CH钢强度级别最高为1370MPa，高于CP钢的1180MPa。

表1-21和表1-22分别给出了阿赛洛和奥钢联CH钢性能标准。对比阿赛洛和奥钢联性能可以发现，在980MPa和1180MPa强度级别，两者标准同VDA标准一致，其中奥钢联标准中增加了1370MPa强度材料，性能与VDA标准一致（表1-23和表1-24）。

4.小结

根据我国汽车产业发展规划，到2025年燃油车的百公里油耗要降到4L左右，这对整车的轻量化将是一个巨大的考验。因此，高强/超高强材料的应用越来越多，材料的厚度逐渐减薄，为了保证汽车NVH性能，尤其是白车身的刚度，零件的设计必然会更加复杂，为此需要更多具有良好成形能力的超高强钢材料。CH钢作为最新的超高强钢品种，兼具高强度、高扩孔和良好延伸性能，在座椅骨架等复杂零件的成形中必将占有一席之地。

目前，CH钢还存在以下几点问题：①CH钢在成分设计、工艺优化等方面对钢厂提出了很高的要求，一般产线难以适应CH钢的生产，需建设专用的高强线，如何将成分工艺与现场产线相结合，生产出满足用户需求的CH钢是钢铁企业亟需解决的问题；②CH钢在成形方面存在一定优势，但其合金成分较高，如何保证焊接性能需进一步研究；③CH钢中存在较多含量的贝氏体和马氏体组织，这些组织具有较强的氢脆敏感性，如何解决氢脆问题也是CH钢所面临的挑战之一。 PQFg9VBHyzOkDAJ8XqkX1Rgh7kA2e09bZxUCkCCe7l0jb5Tgl5gDS5pT+4wK71BJ