郭 健 楊麗娜 李立銘

（唐山鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司）

0 前言

隨著汽車對輕量化和安全性能要求的日益提高，高強(qiáng)熱成型鋼在整車中的應(yīng)用越來越多，在整車設(shè)計(jì)中，關(guān)鍵的安全結(jié)構(gòu)件在考慮高強(qiáng)度的同時(shí)需兼顧碰撞吸能的要求，高強(qiáng)鋼熱成型零件變強(qiáng)度技術(shù)應(yīng)運(yùn)而生[1-2]，零部件的不同位置具有不同的強(qiáng)度，制作變強(qiáng)度零件的工藝主要有焊接法[3]、板料局部加熱法[4]、差速冷卻法[5]、板料整體加熱局部冷區(qū)法和退火[6]等。

板料整體加熱局部冷法[7]是將加熱爐分為兩段設(shè)置，前段為高溫段，板料在高溫段先整體加熱到Ac3溫度以上并保溫，使板料組織完全奧氏體化；后段通過在爐內(nèi)設(shè)置擋板調(diào)節(jié)爐內(nèi)溫度，需要獲得馬氏體相的位置繼續(xù)保溫，使變強(qiáng)度位置隨爐冷卻到一定設(shè)計(jì)溫度，最后整體出爐進(jìn)行熱成型和保壓淬火，由于零件變強(qiáng)度區(qū)域在爐內(nèi)已經(jīng)發(fā)生珠光體鐵素體相變，在之后的模具保壓淬火過程中不發(fā)生馬氏體相變從而實(shí)現(xiàn)變強(qiáng)度設(shè)計(jì)[8]。板料整體加熱局部冷法如圖1所示。

圖1 板料整體加熱局部冷法

國內(nèi)某主機(jī)廠采用整體加熱局部冷法生產(chǎn)變強(qiáng)度22MnB5熱成型鋼時(shí)，變強(qiáng)度區(qū)域設(shè)計(jì)要求：屈服強(qiáng)度430～550 MPa，抗拉強(qiáng)度650～750 MPa，斷后延伸率要大于15%，而在零件生產(chǎn)中實(shí)測的變強(qiáng)度區(qū)域的抗拉強(qiáng)度為630 MPa，斷后延伸率為18%，沒有達(dá)到設(shè)計(jì)要求，國內(nèi)某主機(jī)廠零件軟硬區(qū)分布如圖2所示。筆者利用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)模擬采用整體加熱局部冷法生產(chǎn)變強(qiáng)度的熱處理工藝方式，研究了不同冷卻速率、不同等溫溫度對22MnB5熱成型鋼組織性能的影響，為熱成型鋼實(shí)現(xiàn)變強(qiáng)度的設(shè)計(jì)提供了最佳熱處理工藝參數(shù)。

圖2 某主機(jī)廠熱成型件

1 試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方案

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料選用22MnB5鋼板，厚度為1.2 mm，22MnB5的化學(xué)成分見表1。

表1 22MnB5化學(xué)成分

1.2 不同冷卻速率對組織性能的影響的熱模擬工藝

利用Gleeble3500熱模擬機(jī)將試樣加熱至930 ℃、保溫2.5 min，然后分別以1 ℃/s、1.5 ℃/s、2 ℃/s、5 ℃/s冷卻到550 ℃并保溫一定時(shí)間，最后以大于30 ℃/s的臨界冷卻速率冷卻到室溫。不同冷速熱模擬工藝如圖3所示。

圖3 不同冷速熱模擬工藝

1.3 不同等溫溫度對組織性能影響的熱模擬工藝

利用Gleeble3500熱模擬機(jī)將試樣加熱至930 ℃、保溫2.5 min，然后分別以2 ℃/s分別冷卻到600 ℃、550 ℃、500 ℃、450 ℃并保溫一定時(shí)間，最后以大于30 ℃/s的臨界冷卻速率冷卻到室溫。不同等溫溫度熱模擬工藝如圖4所示。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 22MnB5的原始組織及性能

試驗(yàn)選用的材料為22MnB5鋼板，。其初始組織為鐵素體和珠光體的混合組織，如圖5所示。常溫下22MnB5初始狀態(tài)的力學(xué)性能見表2。

圖4 不同等溫溫度熱模擬工藝

圖5 22MnB5的初始組織

表2 22MnB5初始狀態(tài)力學(xué)性能

2.2 不同冷卻速率對組織性能的影響

不同冷卻速率下22MnB5的顯微組織如圖6所示。

圖6 不同冷卻速率下22MnB5的顯微組織

從圖6可以看出，冷卻速率為1 ℃/s時(shí)，22MnB5的顯微組織為鐵素體和珠光體，鐵素體的量約為63%；冷卻速率為1.5 ℃/s時(shí)，22MnB5的顯微組織為鐵素體和珠光體，鐵素體的量約為58%；冷卻速率為2 ℃/s時(shí)，22MnB5的顯微組織為鐵素體和珠光體，鐵素體的量約為52%；冷卻速率為5 ℃/s時(shí)，22MnB5的顯微組織為鐵素體、珠光體和貝氏體，鐵素體的量約為43%。由此可知，隨著冷卻速率的增加，鐵素體的含量逐漸減少，珠光體的含量逐漸增多，冷卻速率為5 ℃/s時(shí)，有貝氏體生成。

當(dāng)鋼化學(xué)成分一定時(shí)，先共析鐵素體形態(tài)的數(shù)量與冷卻速率有關(guān)，冷卻速率增加，先共析鐵素體沒有充分的時(shí)間析出長大，數(shù)量逐漸減少且析出形態(tài)由塊狀趨向于針狀發(fā)展，當(dāng)冷卻速度進(jìn)一步增加時(shí)，奧氏體發(fā)生非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，即發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，表現(xiàn)出的宏觀力學(xué)性能為強(qiáng)度增加但塑性下降。當(dāng)冷卻速率為2 ℃/s時(shí)，強(qiáng)度延伸率綜合性能配合最佳。

不同冷卻速率下22MnB5力學(xué)性能見表3和圖7所示。

從圖7可以看出，當(dāng)冷卻速率從1℃/s增加到5 ℃/s的過程中，22MnB5的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸增加，延伸率逐漸減小。

表3 不同冷卻速率下22MnB5力學(xué)性能

圖7 不同冷卻速率下22MnB5的力學(xué)性能變化趨勢

2.3 不同等溫溫度對組織性能的影響

將22MnB5熱成型用鋼由室溫加熱到930℃奧氏體充分均勻化后，在不同等溫溫度保溫一定時(shí)間，然后冷卻至室溫的微觀組織如圖8所示。

圖8 不同等溫溫度下22MnB5的顯微組織

從圖8（d）可以看出，測得的珠光體團(tuán)尺寸為1.166 μm，其中團(tuán)內(nèi)含5個(gè)珠光體片層，因此600 ℃等溫時(shí)珠光體片層間距約為0.23 μm；以此類推，500～550 ℃等溫時(shí)珠光體片層間距約為0.15～0.20 μm；450 ℃等溫溫度時(shí)珠光體片層間距約為0.10 μm。由此可見，珠光體片層間距隨等溫溫度的降低而逐漸減小。

材料在450～600 ℃等溫時(shí)發(fā)生奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變，隨等溫溫度的降低，原子活動(dòng)能力減弱，擴(kuò)散距離縮短，使珠光體中的滲碳體和鐵素體片層間距減小，珠光體中的滲碳體層有阻止滑移的作用，塑性變形基本在鐵素體內(nèi)發(fā)生，珠光體受外力拉伸時(shí)，滑移的最大距離等于片層間距，珠光體片層間距越小，材料表現(xiàn)強(qiáng)度越高，塑性下降。500～550 ℃等溫時(shí)，強(qiáng)度延伸率綜合性能配合最佳。

不同等溫溫度下22MnB5的力學(xué)性能見表4和圖9。

表4 不同等溫溫度下22MnB5的力學(xué)性能

圖9 不同等溫溫度下22MnB5的力學(xué)性能

從圖9可以看出，不同等溫溫度下22MnB5的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度隨等溫溫度的降低逐漸升高，延伸率逐漸減低。

3 結(jié)論

（1）22MnB5鋼在930 ℃保溫5 min，冷卻速率從1℃/s增加到5 ℃/s時(shí)，鐵素體的含量由63%逐漸減少為43%，冷卻速率為5 ℃/s時(shí)，有貝氏體生成，隨著冷卻速率的增加，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸增加，延伸率逐漸減小。

（2）22MnB5鋼在930 ℃保溫5 min，450～600 ℃等溫時(shí)，發(fā)生奧氏體向鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，600 ℃等溫時(shí)珠光體片層間距為0.23 μm，組織為粗片狀珠光體；500～550 ℃等溫時(shí)珠光體片層間距為0.15～0.20 μm；450 ℃等溫溫度時(shí)珠光體片層間距為0.10 μm，隨等溫溫度的降低，珠光體片層間距減小， 延伸率逐漸減小，強(qiáng)度逐漸升高。

（3）22MnB5鋼在930 ℃保溫5 min，以2 ℃/s冷卻到500～550 ℃等溫時(shí)，其屈服強(qiáng)度為430～450 MPa，抗拉強(qiáng)度為650～680 MPa，斷后延伸率為16%～18%，綜合性能最佳，滿足變強(qiáng)度熱成型鋼對強(qiáng)度和塑性的要求。