石慧君，曹 鵬，湯鵬鵬，孫夢(mèng)龍，黎小洲，陳 煒

(江蘇大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)

0 引 言

熱成型工藝的主要優(yōu)點(diǎn)是能夠生產(chǎn)抗拉強(qiáng)度在1 500 MPa以上的無(wú)回彈高強(qiáng)度鋼零件，板材在熱成型模具中淬火，會(huì)獲得較高的強(qiáng)度和較小的精度誤差[1]。熱成型過(guò)程中的工藝參數(shù)包括保溫時(shí)間、淬火速率、保壓力、保壓時(shí)間和壓邊力等[2-7]，對(duì)板材力學(xué)性能的影響較大。高溫環(huán)境下的成型性能會(huì)受到環(huán)境溫度和自身溫度的影響[8-10]。特別地，板材在加熱爐中奧氏體化后轉(zhuǎn)移至模具的過(guò)程中，會(huì)存在一定的溫度差，即板材的初始成型溫度會(huì)降低，而初始成型溫度對(duì)板材的抗拉性能有決定性的影響，但關(guān)于這方面的研究較為缺乏。本文主要研究了熱成型過(guò)程中的溫度工藝參數(shù)(奧氏體化加熱溫度和初始成型溫度)對(duì)22MnB 5超高強(qiáng)鋼的顯微組織和拉伸性能的影響，采用淬火試驗(yàn)、單向拉伸試驗(yàn)研究了溫度工藝參數(shù)對(duì)22MnB5超高強(qiáng)鋼的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料及方案

1.1 試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)的板材是寶武集團(tuán)提供的厚度為1.4 mm的無(wú)鍍層冷軋帶鋼22MnB 5，淬火試驗(yàn)的試樣如圖1(a)所示，尺寸為123 mm×40 mm，主要化學(xué)成分如表1所示。板料的初始顯微組織為均勻分布的鐵素體和珠光體，其基本力學(xué)性能如表2所示。

(a) 淬火試樣

(b) 拉伸試樣

表1 原始22MnB5超高強(qiáng)鋼中主要合金元素質(zhì)量分?jǐn)?shù) %

表2 原始22MnB5超高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能

1.2 試驗(yàn)方案

1.2.1 加熱溫度的影響試驗(yàn)

為了研究超高強(qiáng)鋼在不同奧氏體化加熱溫度下的變化規(guī)律和最佳的參數(shù)，首先通過(guò)在高溫加熱爐中將22MnB5超高強(qiáng)鋼試樣加熱到設(shè)定的加熱溫度(分別為830 ℃， 870 ℃， 910 ℃和950 ℃)，保溫時(shí)間為4 min，然后將其快速轉(zhuǎn)移到平板模具中進(jìn)行淬火。平板模具中有冷卻水道，圖2是布置冷卻水道的平板模具的示意圖與實(shí)物圖，平板模具的材料為H13熱作模具鋼。隨后將淬火后的超高強(qiáng)鋼加工成符合國(guó)際標(biāo)準(zhǔn)的單向拉伸試樣來(lái)進(jìn)行單向拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣如圖1(b)所示。實(shí)驗(yàn)裝置為CMT5105型號(hào)

(a) 示意圖

(b) 實(shí)物圖

單位： mm

圖2 帶冷卻水道的H13平板模具

的電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)(產(chǎn)地：深圳，中國(guó))，試驗(yàn)中的拉伸速度為3 mm·min-1，拉伸時(shí)的應(yīng)變速率為0.1 s-1，自動(dòng)記錄應(yīng)力-應(yīng)變曲線。最后通過(guò)LEICA DM2500M型號(hào)的金相顯微鏡(德國(guó))對(duì)22MnB5超高強(qiáng)鋼淬火試樣進(jìn)行微觀組織的觀察。

1.2.2 初始成型溫度的影響試驗(yàn)

為了研究初始成型溫度(熱成型過(guò)程中，上模與高溫狀態(tài)的板料接觸時(shí)的瞬時(shí)溫度)對(duì)22MnB5超高強(qiáng)鋼成型質(zhì)量的影響，設(shè)計(jì)試驗(yàn)主要步驟如下：(1)通過(guò)將22MnB5超高強(qiáng)鋼加熱到最佳奧氏體化溫度(910 ℃)，保溫時(shí)間4 min；(2)試樣在空氣中冷卻到初始成型溫度(500 ℃， 600 ℃， 700 ℃和800 ℃)，通過(guò)手持式紅外測(cè)溫儀來(lái)實(shí)時(shí)測(cè)溫；(3)快速轉(zhuǎn)移到圖1所示的H13平板模具中進(jìn)行淬火；(4)對(duì)不同初始成型溫度淬火后的試樣進(jìn)行單向拉伸試驗(yàn)和微觀組織觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 加熱溫度對(duì)22MnB5超高強(qiáng)鋼微觀組織和拉伸性能的影響

圖3為經(jīng)過(guò)830～910 ℃加熱溫度后22MnB5超高強(qiáng)鋼的微觀組織，可以看出，隨著加熱溫度的升高，淬火后22MnB5中的板條狀馬氏體組織會(huì)增多并且分布會(huì)趨向均勻。特別是加熱溫度為910 ℃時(shí)，淬火后的組織都為板條狀馬氏體組織，并且奧氏體晶粒沒有發(fā)生在950 ℃下觀察到的變粗現(xiàn)象，板條束未出現(xiàn)銳化和寬化，表明加熱溫度為910 ℃時(shí)的成型質(zhì)量最佳。

(a) 830 ℃ (b) 870 ℃

(c) 910 ℃ (d) 950 ℃

圖4是不同加熱溫度(830 ℃， 870 ℃， 910 ℃和 950 ℃)下22MnB5超高強(qiáng)鋼淬火后的拉伸性能的變化規(guī)律。

可以看出，當(dāng)加熱溫度在830～910 ℃間，淬火后22MnB5超高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度快速上升，峰值出現(xiàn)在910 ℃時(shí)；而在950 ℃時(shí)，抗拉

圖4 不同加熱溫度淬火后試樣的抗拉強(qiáng)度

強(qiáng)度出現(xiàn)下降的趨勢(shì)。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因是隨著加熱溫度的提高，超高強(qiáng)鋼的組織會(huì)逐漸發(fā)生完全奧氏體化，組織會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻陌鍡l狀馬氏體，此時(shí)的抗拉強(qiáng)度是最高的，但隨著溫度的進(jìn)一步提高，奧氏體晶粒隨著溫度的上升而出現(xiàn)過(guò)奧氏體化的現(xiàn)象，即晶粒變得粗大，此時(shí)板條狀馬氏體的板條束尺寸變寬，降低了材料在拉伸試驗(yàn)中的抗拉強(qiáng)度。

2.2 初始成型溫度對(duì)22MnB5超高強(qiáng)鋼微觀組織和拉伸性能的影響

對(duì)22MnB5超高強(qiáng)鋼在不同初始成型溫度(500 ℃， 600 ℃， 700 ℃和800 ℃)淬火后的試樣進(jìn)行了單向拉伸試驗(yàn)，研究了初始成型溫度對(duì)于22MnB5超高強(qiáng)鋼淬火后抗拉強(qiáng)度的影響，確定了最佳的初始成型溫度。

圖5是不同初始成型溫度下22MnB5超高強(qiáng)鋼的微觀組織圖，當(dāng)初始成型溫度為 500 ℃和 600 ℃時(shí)，觀察到的微觀組織主要為貝氏體和少量的殘余奧氏體組織，隨著溫度的升高，貝氏體和殘余奧氏體組織會(huì)轉(zhuǎn)化為板條狀的馬氏體組織，特別是800 ℃時(shí)的微觀組織全部轉(zhuǎn)化為均勻的板條狀馬氏體。

(a) 500 ℃

(b) 600 ℃

(c) 700 ℃

(d) 800 ℃

圖6是22MnB5超高強(qiáng)鋼在H13平板模具中淬火后試樣的拉伸性能數(shù)據(jù)，可以看出：在500～700 ℃溫度范圍內(nèi)，抗拉強(qiáng)度與溫度呈正相關(guān)的關(guān)系，從1 058.7 MPa(500 ℃)上升到1 630.54 MPa(700 ℃)；當(dāng)溫度高于700 ℃后，材料的抗拉強(qiáng)度趨向穩(wěn)定。在500 ℃和600 ℃時(shí)，22MnB5超高強(qiáng)鋼抗拉強(qiáng)度低的原因是在空氣中的冷卻速率較低，板料中的原始奧氏體組織已經(jīng)有部分轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和鐵素體，導(dǎo)致較低的抗拉強(qiáng)度。在700～800 ℃范圍內(nèi)，22MnB5超高強(qiáng)鋼的組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀馬氏體，試樣具有最佳的抗拉強(qiáng)度。

圖6 不同初始成型溫度下試樣的抗拉強(qiáng)度

3 結(jié) 論

1) 研究了熱成型過(guò)程中的奧氏體化加熱溫度(分別為830 ℃， 870 ℃， 910 ℃和 950 ℃)對(duì) 22MnB5超高強(qiáng)鋼淬火后微觀組織和拉伸性能的影響規(guī)律，當(dāng)加熱溫度為 910 ℃時(shí)，22MnB5超高強(qiáng)鋼淬火后的組織為均勻板條狀馬氏體組織，在淬火后會(huì)達(dá)到最佳的抗拉強(qiáng)度(1 600 MPa以上)。

2) 研究了初始成型溫度(500， 600， 700和800 ℃)對(duì) 22MnB5超高強(qiáng)鋼淬火后微觀組織和拉伸性能的影響規(guī)律，在500～700 ℃溫度范圍內(nèi)，抗拉強(qiáng)度與溫度呈正相關(guān)關(guān)系，當(dāng)初始成型溫度在 700～800 ℃范圍內(nèi)時(shí)，板材具有最佳和穩(wěn)定的抗拉強(qiáng)度，達(dá)到1 600 MPa以上。