0 引言

目前，汽车车身材料主要以钢为主。尽管以铝合金、镁合金和复合材料为代表的轻质材料轻量化效果更佳，但至今未改变钢铁在汽车材料中的主体地位^[1]。由于产业诉求以及政策引导，汽车用钢朝着兼具减重节能和碰撞安全性的高强度钢发展，这已是必然趋势^[2]。高强度钢已发展至依靠亚稳奥氏体增强和增塑的第三代，但是对于成形相对简单的汽车结构件而言，HSLA钢不乏自身的独特优势，在高强度钢中占有重要的地位，产销量可以达到高强度钢的20%^[3]。随着产品强度的不断提升，仅仅依靠固溶强化已经很难达到目标强度。微合金化的成分设计虽然可以为HSLA钢提供必要的析出强化和细晶强化，但也造成碳氮化物析出行为、奥氏体再结晶行为和铁素体再结晶行为不易控制的问题，产品性能往往波动很大^[4]。

如何获得性能稳定性和均质性较高的HSLA钢是产业界和学术界的备受关注的课题，众多研究人员为此做了大量的工作。肖振宇系统研究了含铌微合金化高强度钢力学性能波动的成因，通过对比一次退火和二次退火的组织、硬度差异，发现再结晶程度的不同是导致强度差异的主要原因^[5]。本研究组在770、790、810、830 ℃的退火温度下进行了340 MPa级HSLA钢的工业试制，发现退火温度在770~790 ℃阶段，纤维组织明显减少，当温度达到810 ℃时，铁素体再结晶比较充分^[6]。蒋建朋等研究了退火温度和时效温度对420 MPa级HSLA钢组织性能的影响，发现退火温度大于800 ℃以后，铁素体晶粒尺寸相对细小，随退火工艺变化不明显，产品强度和延伸率的工艺敏感性较小^[7]。李黎等对不同产线速度下的HSLA380钢再结晶温度进行研究，发现随着产线速度的提高，HSLA380钢再结晶起始温度升高，但再结晶结束温度基本不变^[8]。

由于受到成分设计、产线装备、工艺水平的影响，HSLA钢铁素体再结晶程度的控制将会更加复杂，许多钢厂并未完全掌握相关的关键技术。鉴于此，本文采用工业试制的方法，研究在800 ℃的退火温度下炉内带钢速度对420 MPa级HSLA钢组织性能的影响，为该产品的工艺选择提供一定的指导。

1 试验原料和方法 1.1 原料和设备

试验用钢为Nb-Ti微合金化HSLA钢轧硬卷，经过冶炼→连铸→热轧→酸轧的工业流程制备。该试验用钢的主要化学成分（质量分数）为：w（C）≤0.09%、w（Si）≤0.40%、w（Mn）≤1.30%、w（Al）≥0.02%、w（Nb）≥0.02%、w（Ti）≥0.02%，其余为Fe以及不可避免的杂质。连铸生产时，板坯目标厚度为230 mm；热轧生产时，目标厚度为3.5 mm；酸轧生产时，目标厚度为1.2 mm。

试验设备为1 550 mm连续退火机组，开卷、焊接、清洗、干燥、退火热处理、平整、切边、表面质量检查、涂油和卷取工序均集中在一条作业线上。退火炉由法国SELAS公司提供，机组最大的特点是快冷段采用差动快速气体喷射冷却技术。炉区根据功能的不同，可分为预热段、加热段、均热段、缓冷段、快冷段、过时效段、终冷段和水淬段。目前，在产的汽车用钢品种主要有无间隙原子钢（IF钢）、高速无间隙原子钢（HSSIF钢）、碳锰钢（CMn钢）、HSLA钢、双相钢（DP钢）、冲压硬化钢（PHS钢）。

1.2 试验方法

在缓冷温度、快冷温度、过时效温度和平整延伸率相同的条件下，针对800 ℃这一特定的退火温度，以炉内带钢速度（160、130、100 m/min）为变量，进行工业试制试验。钢卷下线时分为3个子卷，在第2个子卷的头部取样，取样规格为500 mm×板宽。在样板的板宽1/4处，制取标距为80 mm的拉伸试样，在电子万能材料试验机（德国Zwick-Z050）上测定力学性能；制取15 mm×20 mm的金相试样，采用硝酸+无水乙醇（4﹕96，V/V）溶液进行腐蚀，利用光学显微镜（德国ZEISS Axio Imager A2m）进行组织观察。

2 试验结果和分析 2.1 炉内带钢速度对铁素体再结晶的影响

图 1、图 2和图 3依次为不同炉内带钢速度下420 MPa级HSLA钢厚度方向上表层、1/4处和心部的金相组织。表层、1/4处、心部的拉长状纤维铁素体（白色箭头所示）均逐渐增多，带钢厚度方向上的再结晶程度差异明显。进一步观察金相组织，可以发现还未充分长大的细小铁素体再结晶晶粒聚集区（黑色圆圈所示）。当前，工业退火炉加热段和均热段采用的是全辐射管加热方式。带钢表层首先受热，铁素体优先回复和再结晶，带钢内部的升温是依靠自身的热传导，因而铁素体的再结晶会相对滞后。以5 μm×5 μm方形网格附于显微组织照片上，当未充分再结晶组织所占面积超过单位网格的一半时计为1，少于单位网格的一半时计为0，近似单位网格的一半时计为0.5。经统计计算，显微组织中的未充分再结晶组织占比如表 1所列。炉内带钢速度为160 m/min时，未充分再结晶组织平均占比为15.3%，心部和表层的未充分再结晶组织占比相差20%；炉内带钢速度为100 m/min时，未充分再结晶组织平均占比为7.3%，心部和表层的未充分再结晶组织占比仅差6%。炉内带钢速度的降低，不仅有利于提高再结晶分数，也有利于缩小厚度方向上的组织差异。

文献[8-9]研究表明，退火过程中HSLA380钢和HSLA420钢的再结晶起始温度均未超过700 ℃。因此，800 ℃的均热温度并不低。然而，在试验条件下，铁素体再结晶还未结束。这除了溶质拖曳和析出相钉扎的延迟抑制再结晶作用外^[10-11]，还与铁素体再结晶和奥氏体相变之间的相互竞争有关^[12]。

根据已有的研究成果，低碳低合金钢的相变转变A_c1点温度T_Ac1和A_c3点温度T_Ac3可用式（1）和式（2）表示^[13]：

(1)

(2)

其中，w（Mn）、w（Si）、w（Cr）、w（Mo）、w（Ni）、w（Cu）、w（W）、w（V+Nb+Ti+Zr）、w（C）分别为各元素的质量分数，%。

将试验用钢的成分分别代入式（1）和式（2），可知试验用钢的两相区温度范围为724~874 ℃。由于铁素体再结晶需要一定的时间，因此，试验用钢在连续加热过程中不可能完成再结晶。当温度进入两相区时，发生奥氏体相变，奥氏体的产生减缓了铁素体的再结晶进程。

2.2 炉内带钢速度对力学性能的影响

不同炉内带钢速度下420 MPa级HSLA钢的力学性能如图 4所示。炉内带钢速度为160、130、100 m/min时，屈服强度依次为506、489、467 MPa；抗拉强度依次为616、597、579 MPa；断后延伸率依次为16.5%、17.0%、18.0%；屈强比依次为0.821、0.819、0.800。随着炉内带钢速度减小，屈服强度和抗拉强度降低，断后延伸率提高。

带钢的微观组织为铁素体+珠光体，珠光体占比极小，且在不同的炉内带钢速度下未发现明显变化，珠光体对带钢性能的影响十分有限。因此，带钢性能主要受铁素体再结晶分数的影响。炉内带钢速度由160 m/min降至100 m/min时，铁素体再结晶分数由84.7%提高至92.7%，带钢强度降低（38±1）MPa，断后延伸率增加1.5%。可以估算，铁素体再结晶分数每提高1%，带钢强度降低约4.8 MPa。由组织分析可知，炉内带钢速度为100 m/min时，厚度方向上表层、1/4处、心部仍然存在逐渐增多的纤维铁素体，许多细小的再结晶晶粒也未充分长大。炉内带钢速度低意味着退火时间较长，倘若进一步降低炉内带钢速度，纤维铁素体进一步再结晶，带钢强度将进一步降低。当带钢进入到以晶粒长大为主导的组织变化阶段，带钢强度的变化也将趋于平缓。

3 结论

1）炉内带钢速度为100~160 m/min时，420 MPa级HSLA钢厚度方向上表层、1/4处、心部均存在逐渐增多的纤维铁素体，铁素体再结晶没有充分完成。炉内带钢速度由160 m/min降至100 m/min时，铁素体再结晶分数由84.7%提高至92.7%，带钢厚度方向上心部和表层的未充分再结晶组织占比差由20%降至6%。

2）随着炉内带钢速度的降低，420 MPa级HSLA钢的屈服强度和抗拉强度快速降低，断后延伸率升高。炉内带钢速度由160 m/min降至100 m/min，带钢强度降低（38±1）MPa，断后延伸率增加1.5%。炉内带钢速度控制在100~130 m/min时，420 MPa级HSLA钢的综合力学性能较优。