張博明， 徐德超， 滕華湘， 趙海峰， 韓 赟

(首鋼集團(tuán)有限公司 技術(shù)研究院， 北京 100043)

目前，我國(guó)汽車產(chǎn)業(yè)迅猛發(fā)展，在車身設(shè)計(jì)上使用先進(jìn)高強(qiáng)鋼(AHSS)既可以減輕整車自重又可以提高整車的安全性。隨著新能源汽車的發(fā)展，對(duì)車身材料的要求又進(jìn)一步增加，傳統(tǒng)的高強(qiáng)鋼，如低合金高強(qiáng)鋼(HSLA)、雙相鋼(DP)和復(fù)相鋼(CP)等已無(wú)法滿足車企對(duì)于強(qiáng)度的需求。針對(duì)汽車所需要的高安全性零件，目前通常使用熱成形鋼進(jìn)行制造，采用熱成形技術(shù)可以有效減少回彈，增加模具的使用壽命，并且成形后的零件具有超高強(qiáng)度，可以滿足汽車對(duì)減重和安全性的需求[1-2]。熱成形技術(shù)中一般將料片加熱至完全奧氏體化(900～950 ℃)，加熱時(shí)間4～10 min，隨后在800 ℃左右進(jìn)行沖壓和冷卻，成形后的零件具有超高強(qiáng)度的特點(diǎn)。當(dāng)下最常用的熱成形鋼以Mn-B系為主，以22MnB5鋼為例，在熱成形后強(qiáng)度級(jí)別為1500 MPa，伸長(zhǎng)率為6%左右。隨著用戶對(duì)高強(qiáng)度材料的需求，目前1800 MPa級(jí)別和2000 MPa級(jí)別的熱成形鋼也已被開(kāi)發(fā)，但隨著強(qiáng)度的進(jìn)一步提高，伸長(zhǎng)率勢(shì)必會(huì)降低，從而影響材料的綜合力學(xué)性能[3]。有學(xué)者通過(guò)添加微合金元素來(lái)提高M(jìn)n-B熱成形鋼的塑性，通過(guò)添加V和Nb可以提高熱成形鋼成形后的冷彎性能和抗氫脆性能[4-5]。然而，隨著微合金元素的加入，材料的原料成本和制造成本都會(huì)增加，也制約了新鋼種在實(shí)際生產(chǎn)中的應(yīng)用。

中錳鋼作為第三代汽車用鋼得到了廣泛關(guān)注，中錳鋼主要以C、Mn為主，其中Mn含量在3%～12%，通過(guò)合適的退火工藝可以將室溫下殘留奧氏體含量控制在20%左右。此外隨著Mn的添加，可以降低材料的Ac3溫度，從而降低熱成形過(guò)程中的加熱溫度。此外，Mn可以起到固溶強(qiáng)化的作用，保證了材料的抗拉強(qiáng)度。降低熱成形過(guò)程中的加熱溫度可以有效節(jié)約生產(chǎn)過(guò)程中的能耗，并且減少無(wú)鍍層材料熱成形后氧化鐵皮的含量和脫碳層的厚度，降低后續(xù)拋丸的難度，縮短生產(chǎn)周期。Zheng等[6]將傳統(tǒng)22MnB5鋼與5Mn鋼進(jìn)行了對(duì)比研究，22MnB5鋼的加熱溫度為950 ℃，而5Mn鋼的加熱溫度為850 ℃；成形后5Mn鋼的馬氏體更為細(xì)小，分布更為均勻，通過(guò)FLD和有限元等分析也表明5Mn鋼的成形性要優(yōu)于傳統(tǒng)22MnB5鋼。Li等[7]也同樣對(duì)5Mn鋼與22MnB5鋼進(jìn)行了對(duì)比研究。5Mn鋼的加熱溫度為800 ℃，成形溫度為500 ℃，冷卻速度為15 ℃/s；22MnB5鋼的加熱溫度為920 ℃，成形溫度為700 ℃，冷卻速度為30 ℃/s；成形后兩種材料的抗拉強(qiáng)度均為1500 MPa級(jí)別，但5Mn鋼的伸長(zhǎng)率提高了近50%，且5Mn鋼成形后幾乎沒(méi)有脫碳層產(chǎn)生，成形性優(yōu)于22MnB5鋼。然而，目前國(guó)內(nèi)對(duì)于熱沖壓用中錳鋼的研究集中在5Mn鋼成分，但隨著熱成形鋼強(qiáng)度級(jí)別的提高，5Mn鋼已經(jīng)無(wú)法滿足1800 MPa強(qiáng)度級(jí)別的要求。因此本文采用8Mn鋼成分體系作為研究對(duì)象，研究8Mn鋼的熱成形性能。中錳鋼冷軋后組織主要以馬氏體為主，具有高強(qiáng)度、低伸長(zhǎng)率的特點(diǎn)，這種特點(diǎn)不利于在零件廠進(jìn)行沖裁落料，所以需要對(duì)中錳鋼進(jìn)行退火處理。目前針對(duì)中錳鋼的退火工藝研究較多，潘紅波等[8]對(duì)冷軋0.11C-7Mn鋼的退火性能進(jìn)行了研究，在570、600及630 ℃下退火10 h，退火后組織以鐵素體、馬氏體和殘留奧氏體為主，在600 ℃退火條件下力學(xué)性能最佳，且隨著退火溫度的升高，殘留奧氏體含量增加。本文中采用650 、660和670 ℃這3個(gè)溫度對(duì)冷軋8Mn鋼進(jìn)行退火，并對(duì)退火后的材料進(jìn)行低溫?zé)岢尚危芯坎煌嘶饻囟葘?duì)8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏笮阅芎徒M織的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)鋼采用50 kg真空熔煉爐冶煉得到，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.14C、8.15Mn、0.25Si、0.8Al，余量Fe。試驗(yàn)用中錳鋼相變溫度利用Gleeble 2000熱模擬得出，熱模擬試驗(yàn)中加熱溫度為900 ℃，加熱速度為10 ℃/s，加熱時(shí)間為5 min，冷卻速度分別為0.05、0.1、0.3、0.5、1、5、10及20 ℃/s，得出Ac1為660 ℃、Ac3為790 ℃、Ms為245 ℃，臨界冷卻速度小于0.05 ℃/s，硬度測(cè)試時(shí)所用載荷砝碼為0.2 kg，加載時(shí)間10 s，試驗(yàn)鋼的熱模擬曲線如圖1所示。

圖1 8Mn鋼熱模擬試驗(yàn)曲線(a)溫度-膨脹量曲線；(b)CCT曲線Fig.1 Thermal simulation test curves of the 8Mn steel(a) dilatometer versus temperature curve; (b) CCT curves

冶煉后的鋼錠在1300 ℃下保溫2 h使其組織均勻，隨后在1150 ℃進(jìn)行熱軋，終軋溫度900 ℃，終軋厚度3 mm，模擬卷曲溫度650 ℃，隨爐冷卻。在冷軋前，對(duì)熱軋板在600 ℃進(jìn)行8 h退火處理，隨爐冷卻至室溫，隨后冷軋至1.5 mm厚。在不同溫度下對(duì)冷軋后8Mn鋼進(jìn)行8 h退火處理，退火溫度分別為650、660及670 ℃，退火后材料進(jìn)行隨爐冷卻。將退火后板料線切割成250 mm×200 mm×1.5 mm料片進(jìn)行低溫?zé)岢尚危訜釡囟?00 ℃，爐內(nèi)時(shí)間5 min，爐內(nèi)氣氛為空氣，出爐后轉(zhuǎn)移時(shí)間5 s，保壓時(shí)間12 s。實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中生產(chǎn)流程如圖2所示。由于試驗(yàn)條件限制，加熱爐為箱式電阻加熱爐；沖壓過(guò)程中所用模具為平板模具，未通水道。

圖2 實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中熱成形工藝流程圖Fig.2 Hot stamping process flow chart in actual production process

將沖壓后的板料線切割成尺寸為20 mm×20 mm×1.5 mm金相試樣，經(jīng)拋光和侵蝕后(4%硝酸酒精)在S-3400N掃描電鏡下對(duì)顯微組織進(jìn)行觀察。采用8%高氯酸+12%水+80%酒精溶液(體積分?jǐn)?shù))對(duì)金相試樣進(jìn)行電解拋光，然后在JSM-7001F場(chǎng)發(fā)射電鏡上進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)分析，使用HKL Channel5軟件處理EBSD結(jié)果。利用Brucker D8 X射線衍射儀對(duì)材料的殘留奧氏體含量進(jìn)行測(cè)定，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)計(jì)算采用了α(200)、α(211)、γ(200)、γ(220)和γ(311)5個(gè)衍射峰數(shù)據(jù)，參照YB/T 5338—2006《鋼中殘余奧氏體定量測(cè)定 X射線衍射儀法》計(jì)算殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)。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》將成形后板料線切割成如圖3所示的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，標(biāo)距為50 mm，試樣厚度1.5 mm，拉伸試樣取樣方向平行于軋制方向。拉伸試驗(yàn)前將試樣表面進(jìn)行酸洗和拋光，防止表面氧化皮對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的影響，每組進(jìn)行3次拉伸試驗(yàn)，所得數(shù)據(jù)取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱成形前后的微觀組織

圖4為不同退火溫度下熱成形前8Mn鋼的微觀組織，由圖4(a)可知，冷軋8Mn鋼組織為馬氏體和鐵素體雙相組織，且馬氏體板條細(xì)小均勻。圖4(b～d)為不同退火溫度下退火8 h后的顯微組織。在650 ℃和660 ℃條件下，材料組織為等軸狀鐵素體、板條狀鐵素體和殘留奧氏體。隨著退火溫度的升高，在670 ℃下，8Mn鋼回復(fù)程度增加，顯微組織為等軸狀鐵素體和殘留奧氏體[9]。

圖4 不同退火溫度下熱成形前8Mn鋼的顯微組織(a)冷軋態(tài);(b)650 ℃;(c)660 ℃;(d)670 ℃Fig.4 Microstructure of the 8Mn steel annealed at different temperatures before hot stamping(a) cold rolled; (b) 650 ℃; (c) 660 ℃; (d) 670 ℃

利用XRD對(duì)3種溫度退火后8Mn鋼熱成形前后的殘留奧氏體含量進(jìn)行測(cè)定，試驗(yàn)結(jié)果如圖5所示。由圖5(a)可得，隨著退火溫度的升高，熱成形前試驗(yàn)鋼內(nèi)部的殘留奧氏體含量降低，表明隨著退火溫度的升高，奧氏體的穩(wěn)定性降低。這是由于隨著退火溫度的升高，材料奧氏體化程度增加，C向奧氏體內(nèi)富集，在隨后的冷卻過(guò)程中C發(fā)生擴(kuò)散導(dǎo)致殘留奧氏體穩(wěn)定性降低而發(fā)生分解[10]。由圖5(b)可知，熱成形后試驗(yàn)鋼中的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)減少，且3種退火溫度下試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)相近。

圖5 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形前(a)、后(b) XRD圖譜及殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù) Fig.5 XRD patterns and volume fraction of retained austenite of the 8Mn steel at different annealing temperatures before(a) and after(b) hot stamping

圖6為不同退火溫度下熱成形后8Mn鋼的微觀組織，由圖6可知，不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的顯微組織均為馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體。在800 ℃加熱時(shí)，因?yàn)榧訜釙r(shí)間短，材料內(nèi)部只發(fā)生部分奧氏體化，故在熱成形后組織內(nèi)依舊存在鐵素體，加熱過(guò)程中產(chǎn)生的奧氏體在后續(xù)沖壓冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖6 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的顯微組織Fig.6 Microstructure of the 8Mn steel annealed at different temperatures after hot stamping(a) 650 ℃; (b) 660 ℃; (c) 670 ℃

圖7為不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的EBSD圖，從左至右依次為晶界圖、BC圖和再結(jié)晶統(tǒng)計(jì)圖。在晶界圖中，紅色線為小于10°的小角度晶界，黑色線為大于10°的大角度晶界。在3種退火溫度下熱成形后晶粒平均尺寸分別為0.20、0.19和0.32 μm。隨著退火溫度的升高，熱成形后晶粒尺寸增加，小角度晶界含量降低，但整體晶粒依舊屬于超細(xì)晶。從BC圖可得，實(shí)際菊池花樣的質(zhì)量BC值范圍為45～175。由于淬火馬氏體和鐵素體均為BCC結(jié)構(gòu)，所以在菊池帶上的掃描面一樣，但由于淬火馬氏體中含有過(guò)飽和的C，故造成晶格畸變產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，所以淬火馬氏體的花樣質(zhì)量較低，BC值小于鐵素體。鐵素體的BC值一般在95～145之間，而3張BC圖在140左右均存在強(qiáng)峰值，表明在熱成形后組織內(nèi)依舊存在鐵素體[11]。再結(jié)晶統(tǒng)計(jì)圖中藍(lán)色為再結(jié)晶組織，黃色為未完全再結(jié)晶的亞結(jié)構(gòu)，紅色為成形過(guò)程中的變形結(jié)構(gòu)。不同退火溫度下試驗(yàn)鋼成形后的顯微組織中均存在亞結(jié)構(gòu)狀態(tài)的回復(fù)組織，表明退火后材料內(nèi)部依舊有較高水平的位錯(cuò)密度，在后續(xù)熱成形加熱過(guò)程中晶粒內(nèi)部發(fā)生回復(fù)位錯(cuò)密度降低，而晶界周圍的位錯(cuò)發(fā)生重新排列形成位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)從而形成未完全再結(jié)晶的亞結(jié)構(gòu)組織。從再結(jié)晶圖中可得，不同退火溫度下試驗(yàn)鋼成形后組織中依舊有再結(jié)晶晶粒存在，且再結(jié)晶晶粒均勻分布。

圖7 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的EBSD圖Fig.7 EBSD images of the 8Mn steel annealed at different temperatures after hot stamping(a) 650 ℃; (b) 660 ℃; (c) 670 ℃

2.2 熱成形前后的力學(xué)性能

表1為不同退火溫度下8Mn鋼熱成形前的力學(xué)性能，可知伸長(zhǎng)率隨試驗(yàn)鋼殘留奧氏體含量的增加而增加，退火后材料的屈服強(qiáng)度發(fā)生大幅度降低，主要是由于材料發(fā)生回復(fù)導(dǎo)致材料內(nèi)部位錯(cuò)密度降低。由于冷軋態(tài)8Mn鋼強(qiáng)度過(guò)高但伸長(zhǎng)率太低，不利于材料后續(xù)進(jìn)行開(kāi)卷和落料等加工工序，所以對(duì)8Mn鋼進(jìn)行退火處理是必要的。

表1 不同退火溫度下8Mn鋼低溫?zé)岢尚吻暗牧W(xué)性能

圖8 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a, b)及加工硬化率曲線(c～e)(a)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線;(b)真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線;(c)650 ℃;(d)660 ℃;(e)670 ℃Fig.8 Stress-strain curves(a, b) and work hardening rate curves(c-e) of the 8Mn steel annealed at different temperatures after hot stamping(a) engineering stress-strain curves; (b) true stress-true strain curves; (c) 650 ℃; (d) 660 ℃; (e) 670 ℃

表2為不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的力學(xué)性能，可知不同退火溫度對(duì)熱成形后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能沒(méi)有較大影響，不同退火溫度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能相近?？估瓘?qiáng)度和屈服強(qiáng)度與傳統(tǒng)熱成形22MnB5鋼熱成形后相近，但伸長(zhǎng)率提高40%以上[12]。8Mn鋼中Mn含量在8%左右，遠(yuǎn)高于22MnB5鋼中1.5% 左右的Mn含量。由于Mn為固溶元素，Mn含量的增加可以提高材料的抗拉強(qiáng)度，故通常情況下8Mn鋼熱成形后抗拉強(qiáng)度應(yīng)高于22MnB5鋼。然而，由于熱成形后8Mn鋼中有再結(jié)晶組織的存在導(dǎo)致其熱成形后抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低，與22MnB5鋼在950 ℃×5 min熱成形工藝下的強(qiáng)度相近。

表2 不同退火溫度下8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏蟮牧W(xué)性能

由圖8(a，b)可得，不同退火溫度下試驗(yàn)鋼熱成形后在拉伸變形過(guò)程中均未觀察到呂德斯帶，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線變化趨勢(shì)與工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線相同。由圖8(c～e)可知，不同退火溫度下試驗(yàn)鋼熱成形后的加工硬化率變化趨勢(shì)相同，分為I、II、III 3個(gè)階段。對(duì)于傳統(tǒng)的TRIP鋼，第一階段由于鐵素體發(fā)生變形，導(dǎo)致加工硬化率快速降低[13]，然而本文中第I階段加工硬化率的降低速率明顯小于傳統(tǒng)TRIP鋼。這是由于本試驗(yàn)鋼內(nèi)部存在較多馬氏體和亞結(jié)構(gòu)，這些組織內(nèi)具有較高的位錯(cuò)密度，在變形過(guò)程中，會(huì)部分抵消鐵素體對(duì)加工硬化率的降低。此外由于亞結(jié)構(gòu)存在，當(dāng)位錯(cuò)密度增加時(shí)會(huì)發(fā)生位錯(cuò)的滑移，所以加工硬化率也會(huì)下降。第II階段加工硬化率呈快速下降趨勢(shì)，這是由于試驗(yàn)鋼內(nèi)部存在再結(jié)晶組織，導(dǎo)致在繼續(xù)變形的過(guò)程中加工硬化率繼續(xù)降低。第III階段加工硬化率呈現(xiàn)緩慢降低的現(xiàn)象，這是由于隨著變形的繼續(xù)進(jìn)行，試驗(yàn)鋼內(nèi)部發(fā)生不連續(xù)的TRIP效應(yīng)，在試驗(yàn)鋼內(nèi)部生成馬氏體提高加工硬化率。試驗(yàn)鋼在變形開(kāi)始階段加工硬化率降低和發(fā)生不連續(xù)的TRIP效應(yīng)都表明在試驗(yàn)鋼內(nèi)部的殘留奧氏體穩(wěn)定性較高，在變形開(kāi)始階段沒(méi)有TRIP效應(yīng)發(fā)生，而是在變形過(guò)程中持續(xù)發(fā)生TRIP效應(yīng)，這也是退火態(tài)8Mn鋼熱成形后伸長(zhǎng)率優(yōu)于22MnB5鋼的主要原因之一[14]。結(jié)合圖5中熱成形前后殘留奧氏體含量的變化，表明退火態(tài)試驗(yàn)鋼在熱成形過(guò)程中不穩(wěn)定的殘留奧氏體發(fā)生分解和轉(zhuǎn)變，熱成形后保留在材料內(nèi)部的是穩(wěn)定、細(xì)小的殘留奧氏體組織。

3 結(jié)論

1) 熱成形前，8Mn鋼中殘留奧氏體含量隨著退火溫度的升高而降低，退火后的顯微組織為鐵素體和殘留奧氏體。不同退火溫度下熱成形后殘留奧氏體含量相近。低溫?zé)岢尚魏?，試?yàn)鋼的顯微組織為馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體。

2) 退火溫度對(duì)8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏罅W(xué)性能沒(méi)有明顯影響。由于低溫?zé)岢尚魏笤囼?yàn)鋼中存在亞結(jié)構(gòu)和再結(jié)晶組織，使得8Mn鋼的加工硬化率變化與傳統(tǒng)TRIP鋼不同。退火態(tài)8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏罂估瓘?qiáng)度為1500 MPa級(jí)別，與傳統(tǒng)熱成形鋼22MnB5強(qiáng)度級(jí)別相近但伸長(zhǎng)率提高40%以上。