宋寧宏， 林 超， 畢文珍，2， 王武榮， 韋習(xí)成

(1. 上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 上海 200444；2. 寶山鋼鐵股份有限公司 中央研究院 汽車用鋼開發(fā)與應(yīng)用技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(寶鋼)， 上海 200126)

汽車工業(yè)的飛速發(fā)展對汽車輕量化和安全性提出了更高的要求。為了在汽車輕量化的前提下保證車身的安全性，熱成形技術(shù)和熱成形鋼在車身上的應(yīng)用比例日益增長，據(jù)統(tǒng)計(jì)[1]2019年占比已經(jīng)達(dá)到18.8%。熱沖壓成形是將鋼板加熱至奧氏體化溫度保溫一段時(shí)間，在模具內(nèi)實(shí)現(xiàn)成形和淬火冷卻一體化的技術(shù)，可大幅提高成形件的力學(xué)性能，受到了業(yè)界廣泛關(guān)注和大規(guī)模應(yīng)用[2-5]。目前廣泛應(yīng)用的熱沖壓鋼板主要是1500 MPa級硼鋼[6]。由于車企對熱成形鋼強(qiáng)度要求的不斷提升，國內(nèi)外鋼鐵企業(yè)均開發(fā)出1800～2000 MPa的熱成形鋼[2，7-9]。雖然熱成形零部件強(qiáng)度和質(zhì)量得到大幅度提高，但其伸長率較低的問題一直是大家研究的重點(diǎn)。

對此，本文以含0.2%釩的B1800HS鋼為研究對象，研究了930 ℃奧氏體化保溫4 min壓淬處理后的鋼板以及200 ℃回火不同時(shí)間(≤30 min)對試驗(yàn)鋼的拉伸性能、顯微組織以及馬氏體亞結(jié)構(gòu)的影響，以期為工業(yè)生產(chǎn)中利用淬火零件余熱進(jìn)行低溫回火，改善熱成形件綜合力學(xué)性能提供數(shù)據(jù)指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為試生產(chǎn)的厚度1.4 mm的未涂覆試驗(yàn)鋼，其化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

采用DIL805A相變儀并結(jié)合不同冷速下試樣的顯微組織和硬度，繪制了試驗(yàn)鋼的CCT曲線，如圖1所示?？芍R氏體的臨界冷速約5 ℃/s，Ac1和Ac3分別為741 ℃和822 ℃。為了模擬熱成形過程，采用THP01-500A型液壓機(jī)對300 mm×160 mm的鋼板進(jìn)行壓淬處理。鋼板在箱式爐中經(jīng)930 ℃保溫4 min后快速轉(zhuǎn)移到平板模上保壓淬火15 s，隨后放入200 ℃干燥箱中，分別回火10、20和30 min，隨后空冷。

圖1 試驗(yàn)鋼的CCT曲線

根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，用線切割將淬回火處理后的板材加工成標(biāo)距25 mm的單軸拉伸試樣，采用MTS微機(jī)控制萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行單軸拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為3 mm/min (應(yīng)變速率約2×10-3s-1)，試驗(yàn)結(jié)果均為3次試驗(yàn)的平均值。

采用MH-3型顯微硬度計(jì)進(jìn)行硬度測量，載荷為300 g，取10點(diǎn)平均值。采用X射線應(yīng)力儀測定鋼板表面的殘余應(yīng)力，采用Nikon光學(xué)顯微鏡(OM)觀察鋼板的光學(xué)顯微組織，利用Hitachi S3400N場發(fā)射掃描電鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD)系統(tǒng)觀察和分析回火組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 力學(xué)性能

表2為淬火態(tài)與200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼板的殘余應(yīng)力。由表2可知，試驗(yàn)鋼板表面殘余壓應(yīng)力隨著回火時(shí)間的延長逐漸減小。這主要是由于原子擴(kuò)散帶來的應(yīng)力松弛導(dǎo)致。當(dāng)回火時(shí)間為30 min時(shí)，表面的殘余壓應(yīng)力已降低到淬火態(tài)的48.2%。

表2 淬火態(tài)與200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的殘余應(yīng)力

圖2為淬火態(tài)與200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼板的力學(xué)性能。可知隨著回火時(shí)間的延長，抗拉強(qiáng)度和硬度整體呈下降趨勢但抗拉強(qiáng)度變化幅度不大，斷后伸長率、屈服強(qiáng)度以及強(qiáng)塑積均呈先增大后減小的趨勢?？估瓘?qiáng)度在回火10 min時(shí)略微升高達(dá)到1844 MPa；回火20 min后已降低到1800 MPa以下，30 min時(shí)則進(jìn)一步降低到1746 MPa。回火后斷后伸長率得到一定程度的改善，高于淬火態(tài)的8.27%，其中回火10 min時(shí)取得最佳值。有部分原因是試驗(yàn)鋼在淬火過程中的內(nèi)應(yīng)力在低溫回火時(shí)得到釋放，對塑性有一定程度的改善作用[15]。由圖2(a)可知，回火后板材的硬度均在400 HV0.3 左右，較淬火態(tài)小幅度降低，說明回火時(shí)間對硬度的影響不大，馬氏體基體未發(fā)生明顯軟化，這是由于本文的回火溫度較低，馬氏體板條內(nèi)部變化不明顯。綜合比較3個(gè)回火時(shí)間下試驗(yàn)鋼板的力學(xué)性能可以發(fā)現(xiàn)，回火10 min不僅可保證較高的抗拉強(qiáng)度，而且其塑性也得到明顯改善，可滿足熱成形后汽車結(jié)構(gòu)件的使用要求[16]。

圖2 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能隨回火時(shí)間的變化

2.2 顯微組織

圖3為試驗(yàn)鋼的淬火組織，可知馬氏體板條襯度均勻，表明固溶于馬氏體中的元素分布相對均勻。在SEM下可以清晰看到原奧氏體晶界和馬氏體塊以及束形態(tài)。淬火態(tài)馬氏體組織主要呈板條狀，其亞結(jié)構(gòu)為互相平行、窄而細(xì)長的板條。馬氏體板條的相界不是很清楚，這是由于馬氏體相變屬于無擴(kuò)散型相變，與奧氏體的成分相同或相近[17]。

圖3 試驗(yàn)鋼的淬火組織

圖4是試驗(yàn)鋼在200 ℃回火不同時(shí)間后的SEM照片?？梢?00 ℃低溫回火后鋼板的顯微組織主要為回火馬氏體，馬氏體板條形態(tài)無明顯變化。由圖4(c)可以發(fā)現(xiàn)，200 ℃回火30 min后，奧氏體晶粒中馬氏體板條塊的方向相對雜亂，部分板條束出現(xiàn)合并變寬，且相對于回火10 min和20 min時(shí)的組織更大。

圖4 經(jīng)200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的SEM照片

回火馬氏體的相界較淬火態(tài)明顯，這是因?yàn)殡S著回火時(shí)間的延長，間隙原子有足夠的時(shí)間擴(kuò)散，使得相界與晶內(nèi)成分起伏不一[17]。短時(shí)回火的馬氏體基體形貌沒有明顯變化，保持淬火態(tài)的板條特征，這是強(qiáng)度較高的原因，強(qiáng)度主要由馬氏體基體決定。塑性的變化需要通過EBSD進(jìn)一步分析。

2.3 EBSD分析

EBSD能夠更直接地觀察板條馬氏體亞結(jié)構(gòu)的分布情況。在分析低碳鋼中板條馬氏體的強(qiáng)度-結(jié)構(gòu)關(guān)系時(shí)，馬氏體亞晶粒(板條、板條束、板條塊)是關(guān)鍵的結(jié)構(gòu)參數(shù)[18-19]。此外，馬氏體板條的取向差特性也決定了馬氏體的強(qiáng)度。原始奧氏體晶界(15°<θ<50°)、領(lǐng)域界(θ>10°)和板條束界(θ≥3°)屬于大角度晶界，而馬氏體板條界(θ<3°)屬于小角度晶界[20-21]，小角度晶界的能量主要來自位錯(cuò)[6,22]。

圖5是淬火態(tài)與200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的晶界圖。圖5中紅色實(shí)線是取向差為2°～5°的小角度晶界，綠色實(shí)線是取向差為5°～15°的晶界，藍(lán)色實(shí)線則是取向差大于15°的大角度晶界。由圖5(b)的左下角可以看出，回火10 min后試驗(yàn)鋼仍然存在局部應(yīng)力集中；隨著回火時(shí)間的延長，結(jié)合表2的結(jié)果可知，回火20 min后淬火內(nèi)應(yīng)力得到大部分釋放，并且馬氏體束變得更加短小，分布更加均勻；回火30 min后，板條馬氏體“嵌段”結(jié)構(gòu)趨勢減弱，部分板條束變寬變長，更直觀地表現(xiàn)出了圖4的組織變化。

采用HKL CHANNEL 5軟件對晶界分布圖從晶體學(xué)角度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，可獲得不同回火時(shí)間下試驗(yàn)鋼的取向差角度-頻數(shù)圖(見圖6)。根據(jù)位錯(cuò)塞積模型，在晶體運(yùn)動過程中，由于晶粒取向不同增大了晶界附近的滑移阻力，由于小角度取向的增多，位錯(cuò)不能穿過晶界并塞積在晶界處，晶界對位錯(cuò)滑移的阻滯效應(yīng)引起強(qiáng)度的增大。由圖6可知，淬火態(tài)和200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的各晶區(qū)取向總體趨勢相同，取向差主要分布在10°以下和45°以上，其小角度晶界頻率的峰值主要集中在3°左右。較大角度取向差(>50°)分布情況大體相同，即馬氏體相界沒有明顯變化。隨著回火時(shí)間的延長，小角度晶界占比(<5°)先增加后減小。回火20 min時(shí)小角度晶界占比(<5°)明顯減少，小角度晶界對位錯(cuò)運(yùn)動的阻滯作用降低，強(qiáng)度有一定程度的下降。

圖6 淬火態(tài)與200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的取向差角度-頻數(shù)分布

圖7(a)是淬火態(tài)和200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的亞晶粒尺寸-頻數(shù)圖，圖7(b)是其中亞晶粒平均尺寸隨回火時(shí)間的變化。隨著回火時(shí)間的延長，亞晶粒尺寸先減小后增大。根據(jù)文獻(xiàn)[23]可知，由于馬氏體亞晶粒的細(xì)晶強(qiáng)化作用，鋼材的強(qiáng)度和塑性均應(yīng)表現(xiàn)為先增后降的趨勢，但在本文回火10 min的伸長率表現(xiàn)為高于回火20 min的，這表明伸長率不單單受亞晶粒尺寸的影響，還可能受小角度晶界的影響。由圖7(a)可知，隨著回火時(shí)間的延長，在回火時(shí)間大于20 min后，小尺寸晶粒(<0.3 μm)明顯增多，這是因?yàn)榛鼗鸷笪诲e(cuò)與過渡碳化物的動態(tài)相互作用，從而導(dǎo)致更細(xì)的亞晶粒生成[24]。由圖7(b)可知，回火后亞晶粒的平均尺寸在1.0～1.3 μm之間?；鼗瘃R氏體的亞晶粒平均尺寸明顯小于淬火態(tài)的，因此200 ℃回火后的屈服強(qiáng)度與伸長率高于淬火態(tài)的屈服強(qiáng)度與伸長率。

圖7 200 ℃回火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的亞晶粒尺寸分布(a)及亞晶粒平均尺寸(b)

將SEM、EBSD的結(jié)果與力學(xué)性能相結(jié)合，試驗(yàn)鋼在短時(shí)低溫回火過程中變化包括內(nèi)應(yīng)力消除、亞晶粒尺寸和小角度晶界變化。隨著回火時(shí)間的延長，內(nèi)應(yīng)力逐步釋放，較大改善了塑性，回火后的伸長率均高于淬火態(tài)，呈現(xiàn)為先上升后下降的趨勢。板條馬氏體逐漸向平衡態(tài)演化，位錯(cuò)密度逐漸減小，降低了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度；隨著回火時(shí)間的延長，亞晶粒尺寸先減小后增大，強(qiáng)度和塑性對應(yīng)表現(xiàn)為先增大后減小，小角度晶界占比先增大后降低再增大，強(qiáng)度和塑性對應(yīng)表現(xiàn)為先增大后減小再增大。

對于本文而言，1800 MPa級熱成形鋼經(jīng)奧氏體化淬火與不同時(shí)間回火處理后，內(nèi)應(yīng)力、亞晶粒尺寸和小角度晶界的變化共同作用導(dǎo)致宏觀力學(xué)性能變化趨勢的非單調(diào)性，回火后的伸長率和強(qiáng)度均呈先上升后下降的趨勢，在200 ℃回火時(shí)小角度晶界對板條馬氏體的強(qiáng)塑性起重要作用。因此，針對該結(jié)果，在實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中可將零部件在轉(zhuǎn)移過程中堆疊，在下部鋪墊鋼板和上部覆蓋鋼板加熱至200 ℃保溫10 min，不僅能夠充分利用熱沖壓結(jié)束后的余熱從而節(jié)省成本，還能夠使塑性得到改善。

3 結(jié)論

通過對淬火態(tài)和200 ℃回火不同時(shí)間的1800 MPa級熱成形鋼的微觀組織、力學(xué)性能以及馬氏體板條進(jìn)行研究，得出以下結(jié)論：

1) 試驗(yàn)鋼的組織主要為板條馬氏體。淬火-回火后的屈服強(qiáng)度和斷后伸長率均高于淬火態(tài)，回火后塑性得到有效改善，抗拉強(qiáng)度的變化不明顯?；鼗?0 min時(shí)強(qiáng)塑積達(dá)到21 GPa·%以上，可滿足熱成形汽車構(gòu)件的使用要求。

2) 隨著回火時(shí)間的延長，抗拉強(qiáng)度變化幅度較小，屈服強(qiáng)度和斷后伸長率先升高后降低。伸長率主要是受回火后內(nèi)應(yīng)力的消除、亞晶粒尺寸和小角度晶界的變化共同影響。

3) 試驗(yàn)鋼淬火態(tài)與不同時(shí)間回火后的晶區(qū)取向總體趨勢相同，小角度晶界均集中在取向差3°附近。隨著回火時(shí)間的延長，小角度取向差占比表現(xiàn)為先增加后減小再增加的趨勢。

致謝：在此感謝上海汽車工業(yè)科技發(fā)展基金會、上汽集團(tuán)乘用車有限公司以及寶武鋼鐵集團(tuán)中央研究院的大力支持。