熱處理工藝對2.0 GPa 級冷軋熱成形鋼組織性能的影響

薛仁杰，曹曉恩，趙林林，劉 鵬*，高云哲

（1.河鋼集團(tuán)鋼研總院,河北 石家莊 050000；2.河鋼集團(tuán)邯鋼公司技術(shù)中心,河北 邯鄲 056015）

0 引言

隨著碳排放指標(biāo)化與環(huán)保節(jié)能的不斷推進(jìn)，輕量化設(shè)計已成為汽車制造業(yè)關(guān)注的重要指標(biāo)之一。為了實現(xiàn)汽車輕量化與安全指標(biāo)的提升，先進(jìn)高強(qiáng)度鋼AHSS（Advanced High Strength Steel）在汽車結(jié)構(gòu)中的應(yīng)用比重逐步提高。熱成形鋼作為第二代AHSS 鋼，廣泛應(yīng)用于汽車防撞梁、結(jié)構(gòu)件或加強(qiáng)部件[1]。熱成形鋼是利用感應(yīng)加熱技術(shù)將鋼板快速加熱至奧氏體化狀態(tài)，在高溫下實現(xiàn)沖壓成形后在冷模下對保壓的成形件進(jìn)行淬火，獲得均勻化的全馬氏體組織，實現(xiàn)材料強(qiáng)度的提升[2]。冷軋熱成形鋼作為熱成形鋼的代表，在車身上的應(yīng)用較廣泛，且已實現(xiàn)相應(yīng)部件減重20%以上。目前，世界先進(jìn)鋼鐵企業(yè)韓國浦項與阿塞洛-米塔爾公司、瑞典SSAB 等世界鋼鐵企業(yè)在34MnB5 鋼成分上通過成分與工藝優(yōu)化均完成了2.0 GPa 級熱成形鋼的開發(fā)，而國內(nèi)各大鋼企關(guān)于熱成形鋼生產(chǎn)主要仍以1 500 MPa 級強(qiáng)度級別為主[3]。國內(nèi)以寶武為代表的先進(jìn)鋼鐵企業(yè)雖然完成了2 000 MPa 熱成形鋼的開發(fā)生產(chǎn)，但關(guān)于熱成形工藝應(yīng)用研究鮮有報道[4?7]。楊海根等人通過在800～950 ℃內(nèi)不同溫度下奧氏體化淬火，發(fā)現(xiàn)850 ℃保溫后淬火可實現(xiàn)熱成形鋼達(dá)到1 800 MPa 強(qiáng)度[8]。郭亞洲等人對兩種新成分的 1 800 MPa 熱成形鋼JMatPro 理論計算和試驗進(jìn)行了對比研究，以實現(xiàn)降低工藝調(diào)試，降低生產(chǎn)成本，提高生產(chǎn)效率，發(fā)現(xiàn)1 800 MPa 級強(qiáng)度熱成形鋼加熱溫度一般為870～930 ℃[9]。梁江濤等人提出了引入回火馬氏體與殘余奧氏體來實現(xiàn)2 000 MPa 熱成形鋼的塑韌性的提升，但面臨著成本上升與工藝冗長的問題[10]。筆者利用退火模擬試驗設(shè)備設(shè)計不同熱處理工藝，結(jié)合掃描電鏡、電子探針等手段，系統(tǒng)研究不同奧氏體化加熱溫度對2.0 GPa 熱成形鋼顯微組織與力學(xué)性能的影響，對該鋼種應(yīng)用過程中的熱處理工藝確定具有指導(dǎo)意義。

1 試驗材料與方法

選取某鋼廠260 t 頂?shù)讖?fù)吹轉(zhuǎn)爐→LF+RH 雙聯(lián)精煉→板坯連鑄→2 250 mm 熱連軋→2 180 mm冷連軋→1 650 mm 連續(xù)退火工藝流程生產(chǎn)的2.0 GPa 熱成形鋼冷軋板基料作為研究對象，厚度1.2 mm，主要成分見表1。其組織形貌如圖1 所示，存在明顯帶狀組織。采用公式Ac3=854?180×w(C)-14×w(Mn)+44×w(Si)-17.8×w(Ni)?1.7×w(Cr)計算可知，Ac3溫度為775 ℃[11]。為保證組織能夠完全奧氏體化，一般加熱溫度在Ac3溫度以上80～130 ℃。故將冷軋板加工成600 mm×50 mm 規(guī)格試樣，在連續(xù)退火模擬機(jī)中分別奧氏體化加熱至870、890、910 ℃并保溫370 s，以100 ℃/s 冷速淬火至室溫，分別標(biāo)記為工藝Ⅰ、工藝Ⅱ、工藝Ⅲ。試樣經(jīng)4%硝酸酒精溶液侵蝕后，在Zeiss 金相顯微鏡與Zeiss UItra55 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）下進(jìn)行顯微組織觀察。采用電子探針（EPMA）重點觀察了室溫組織中C、Mn 元素分布，工作電壓為20 kV，二次電子分辨率為5 nm。在熱處理鋼板上沿軋向取A80標(biāo)距拉伸試樣，根據(jù)GB/T228.1-2010，在德國ZWICK 拉力試驗機(jī)上進(jìn)行機(jī)械性能檢測，拉伸速率0.03 mm/s。

圖1 2 GPa 基料組織Fig.1 Microstructures of the 2 GPa base material

表1 試驗鋼主要成分Table 1 Composition of the hot-formed steel %

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 熱處理前原始組織

為了研究2.0 GPa 冷軋退火熱成形鋼基板的組織演變規(guī)律，分別對熱軋態(tài)與冷軋退火態(tài)顯微組織進(jìn)行觀察。如圖1 所示，熱軋態(tài)與冷軋退火態(tài)組織均以鐵素體與珠光體為主，且存在明顯的帶狀組織，其主要與C、Mn 的偏析有關(guān)。軋制過程金屬發(fā)生流變，組織被破碎并沿軋向拉長，冷軋退火態(tài)組織較熱軋態(tài)細(xì)小，帶狀組織經(jīng)加熱退火后有所緩解但仍較明顯。

2.2 熱處理工藝對奧氏體晶粒的影響

采用過飽和苦味酸水溶液+少量十二烷基苯磺酸鈉腐蝕后觀察鋼的原始奧氏體晶粒形貌，見圖2。三種奧氏體化溫度下其原始奧氏體晶粒尺寸相近，平均晶粒尺寸約為6.5 μm，大部分奧氏體晶粒呈等軸多邊形，在部分晶界存在微量碳化物析出。

圖2 不同熱處理工藝下鋼的原始奧氏體形貌（OM）Fig.2 Prior austenite morphology (OM) under different heat treatment processes

2.3 熱處理工藝對淬火馬氏體組織的影響

圖3 與圖4 分別為不同熱處理工藝下鋼的光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡顯微組織形貌。不同熱處理工藝下試驗鋼均為板條狀馬氏體組織，其板條束形態(tài)不一，板條束間距在0.1～0.5 μm。馬氏體相變?yōu)榉菙U(kuò)散型相變，母相發(fā)生切變重組形成新相，同時在晶內(nèi)形成大量位錯與亞晶界，尤其冷卻過程中形成的大量小角度晶界，大大提高了晶界有效面積，位錯滑移阻力增大[12]。其中870 ℃工藝下貫穿整個晶粒的粗大馬氏體板條束相對較多，局部富碳區(qū)域形成的黑色板條馬氏體比例更高，其受力變形易產(chǎn)生應(yīng)力集中，發(fā)展成裂紋源。

圖3 不同熱處理工藝下鋼的顯微組織（OM）Fig.3 Microstructures of specimens under different heat treatment processes(OM)

圖4 不同熱處理工藝下鋼的顯微組織（SEM）Fig.4 Microstructures of specimens under different heat treatment processes(SEM)

2.4 熱處理工藝對C 和Mn 分布的影響

試驗鋼中存在一定程度的成分偏析，受組織遺傳性影響，即淬火馬氏體存在不同元素富集現(xiàn)象。為了進(jìn)一步了解熱處理工藝對馬氏體元素富集的影響，對不同熱處理工藝的試樣進(jìn)行元素分布表征，熱處理后鋼中C、Mn 元素分布的EPMA 像如圖5 所示。隨著奧氏體化溫度的升高，試驗鋼中馬氏體富碳區(qū)面積由4.2%降低至0.1%，即提高奧氏體化溫度為C 原子擴(kuò)散提供了充足能量，C 原子擴(kuò)散速率提高、均勻化程度更高。工藝Ⅰ試驗鋼組織中貫穿晶粒的馬氏體板條束較多，與其富碳區(qū)比例高、淬透性強(qiáng)有關(guān)。試驗鋼馬氏體組織中富Mn 區(qū)呈帶狀分布，由于連鑄過程中Mn 元素宏觀偏析導(dǎo)致。隨著奧氏體化溫度升高，帶狀區(qū)域富Mn 區(qū)比例與濃度均有所降低，由于Mn 元素擴(kuò)散需要較高的擴(kuò)散自由能且以短程擴(kuò)散為主，故Mn 元素分布的均一化效果比C 元素更差。由圖1 結(jié)合圖5 可以發(fā)現(xiàn)，奧氏體化熱處理后帶狀組織較冷軋基料明顯減輕。

圖5 不同熱處理后試驗鋼中C、Mn 元素分布的EPMA 像Fig.5 EPMA images of C and Mn elements distributions of the tested steel after different heat treatment processes

2.5 熱處理工藝對力學(xué)性能的影響

圖6 為試驗鋼工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由于試驗鋼中添加了微合金元素Nb 與V，Nb 與V 均屬于強(qiáng)碳氮化物形成元素，以NbC、VC 和VN 等形式存在，對晶界與位錯具有釘扎作用。在拉伸變形過程中由于第二相粒子的釘扎作用，位錯滑移受阻、晶粒協(xié)同變形能力降低，位錯的釘扎與掙脫束縛過程交替使材料出現(xiàn)明顯的屈服現(xiàn)象[13]。隨著奧氏體化溫度的升高，屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)升高趨勢，主要由于基板組織中少量固溶C 原子或者微合金元素在奧氏體化過程中呈現(xiàn)細(xì)小彌散析出，奧氏體化溫度保溫過程中冷軋破碎的碳化物發(fā)生熟化，更加彌散分布，兩種作用下對位錯與晶界的釘扎能力增強(qiáng)[14]。隨著熱處理溫度的升高，試驗鋼奧氏體化越充分，奧氏體中C、Mn 元素平均含量越低，Ms 點升高，高硬度低塑性淬火馬氏體組織比例降低，細(xì)小板條馬氏體比例增加，如圖4 所示，有利于降低變形過程中局部應(yīng)力集中，改善材料塑性[15]。

圖6 工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Engineering stress-strain curve

加工硬化率-真應(yīng)變關(guān)系曲線一般分為三個階段，如圖7 所示：第一階段為塑性變形初期，以位錯滑移為主，流變應(yīng)力松弛導(dǎo)致加工硬化率下降明顯；第二階段位錯與第二相粒子、孿晶等交互作用，加工硬化率緩慢提升；第三階段為拉伸變形至縮頸斷裂過程，裂紋萌生擴(kuò)展導(dǎo)致應(yīng)力有效承載面積減小，且隨著位錯密度的不斷提升，位錯湮滅率也有所提高[16?17]。工藝Ⅰ由于奧氏體化加熱溫度低、組織均勻性差，位錯滑移過程中更易發(fā)生交結(jié)與相互作用，且位錯增殖也更為迅速，位錯滑移阻力更大，故其第二階段加工硬化率明顯高于工藝Ⅱ與工藝Ⅲ。工藝Ⅱ和工藝Ⅲ試樣加工硬化率曲線的階段Ⅲ長度明顯大于工藝Ⅰ，試樣應(yīng)變硬化率曲線下降越緩慢，塑性變形能力越強(qiáng)，不易發(fā)生頸縮與斷裂，如圖7 所示。

圖7 加工硬化率-真應(yīng)變曲線Fig.7 Work-hardening rate-true strain curve

由圖5 可知，隨著奧氏體化溫度升高，C 和Mn元素擴(kuò)散改善偏析程度，進(jìn)而使得馬氏體帶狀組織得到改善，避免馬氏體帶狀組織引起不協(xié)調(diào)變形導(dǎo)致的應(yīng)力集中，延緩裂紋源產(chǎn)生、提高材料塑性。工藝Ⅱ和工藝Ⅲ下材料抗拉強(qiáng)度均達(dá)到2.0 GPa 以上，延伸率達(dá)到8.0%以上，其中工藝Ⅱ?qū)崿F(xiàn)強(qiáng)塑積20.66 GPa%的良好強(qiáng)韌性匹配，如表2 所示。

表2 不同熱處理工藝下試驗鋼力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the experimental steel under different heat treatment processes

2.6 斷口形貌

圖8 為場發(fā)射掃描電鏡下不同工藝試驗鋼拉伸斷口形貌。三種奧氏體溫度下斷口均出現(xiàn)不同程度的韌窩，其中奧氏體化溫度為870 ℃時，韌窩深度較淺，且在韌窩邊緣存在大量白色塊狀物質(zhì)形貌，沒有明顯撕裂痕跡的撕裂脊；奧氏體化溫度為890 ℃與910 ℃時，斷口韌窩更均勻、撕裂脊明顯，顯示出更優(yōu)異的韌性，與力學(xué)性能測試結(jié)果具有對應(yīng)關(guān)系。

圖8 不同熱處理工藝?yán)鞌嗫谛蚊玻⊿EM）Fig.8 Fractography under different heat treatment processes (SEM)

3 結(jié)論

1) 三種工藝奧氏體化溫度下均得到板條狀馬氏體組織，奧氏體化溫度越低，貫穿晶粒的粗大馬氏體板條束比例越高。

2) 隨著奧氏體化溫度提高，可降低C、Mn 元素偏析程度，改善馬氏體帶狀組織，避免馬氏體帶狀組織引起不協(xié)調(diào)變形，延緩裂紋源產(chǎn)生，從而提高材料塑性。

3) 經(jīng)過奧氏體化溫度890 ℃保溫370 s，以100 ℃/s 冷速淬火至室溫的熱處理工藝，獲得屈服強(qiáng)度1 491.6 MPa，抗拉強(qiáng)度2 025 MPa，斷后伸長率10.2%，強(qiáng)塑積達(dá)到20.66 GPa%的良好性能。