耿志宇， 張 宇， 薛 晗， 薛 峰， 周天鵬

(鞍鋼集團(tuán)北京研究院有限公司， 北京 102211)

輕量化是未來汽車行業(yè)實現(xiàn)節(jié)能減排的主要措施，而先進(jìn)高強鋼和超高強熱成形鋼的大量使用是汽車輕量化的有效途徑，同時又可提升汽車的安全性能。但是，超高強熱成形鋼因有脆敏感性高、尖角冷彎角度偏低等韌性不足的問題而使用受限。為了克服以上問題，在超高強熱成形鋼成分設(shè)計時采用微合金化的方法是一項有效措施[1]。熱成形鋼中的主要微合金化元素有Nb和V，關(guān)于Nb在1800～2000 MPa熱成形鋼中的作用以及Nb的碳化物對熱成形鋼氫致延遲斷裂敏感性的影響已有大量研究[2-9]，結(jié)果表明，Nb會在熱軋階段析出[3]，Nb可以細(xì)化奧氏體晶粒[1-4,7,9]，細(xì)化馬氏體板條尺寸[3]，Nb的碳化物可以作為氫陷阱[5-6,8]，但是也可能給韌性帶來有害作用[5]。而關(guān)于V在2000 MPa熱成形鋼中的應(yīng)用也有報道[10]，結(jié)果表明V的碳化物可以釘扎奧氏體晶界，抑制晶粒的長大，細(xì)化奧氏體晶粒和淬火后的馬氏體板條群、板條束等亞結(jié)構(gòu)尺寸。而Nb、V復(fù)合添加在1500 MPa熱成形鋼種的應(yīng)用近年來也有學(xué)者進(jìn)行研究[11-13]，結(jié)果表明Nb、V復(fù)合添加能夠有效提高22MnB5熱成形鋼的淬透性，有效提高試驗鋼的極限尖冷彎角[11-12]，并且對氫致延遲斷裂具有抑制作用[13]。但是利用Nb、V微合金化的2000 MPa熱成形鋼的力學(xué)性能評價還未見報道，且微觀組織表征也未見研究。而且對于微合金化熱成形鋼中碳化物的析出溫度、析出量、析出物的成分以及析出物的尺寸隨工藝的變化情況也未見報道。

基于此，本文利用商業(yè)熱動力學(xué)計算軟件Thermo-Calc和Prisma(版本為2020b，使用的數(shù)據(jù)庫為TCFE10和MOBFE5)對一種Nb、V微合金化2000 MPa熱成形鋼的析出相、各相的析出溫度、Nb、V碳化物的尺寸進(jìn)行了計算，還計算了Nb和V含量的變化對NbC和VC的析出溫度和析出量的影響。隨后在實驗室試制了微合金化2000 MPa熱成形鋼，通過平板模具淬火制作了熱成形試樣，檢測了熱成形后試樣的力學(xué)性能和三點彎曲性能，通過SEM和EBSD對熱成形后馬氏體組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行了表征，分析了微合金化2000 MPa熱成形鋼具有高強韌性的原因，為后續(xù)研究提供依據(jù)。

1 試驗材料及方法

本文使用的材料成分體系見表1，不同于以往微合金化熱成形鋼，此成分沒有添加Ti，這是為了避免大尺寸夾雜物TiN的析出造成熱成形鋼的韌性下降[1]。另外，由于碳含量足夠高，也省去了Cr以節(jié)省成本。該成分熱成形鋼采用微合金元素Nb和V復(fù)合添加，確保最終組織的晶粒細(xì)化和微合金元素的析出強化作用，同時V也會起到一定的固溶強化作用。

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

首先，對于微合金元素Nb和V，分別選用的成分為0.05%和0.08%，利用商業(yè)化熱動力學(xué)軟件Thermo-Calc和Prisma計算此成分的析出相種類以及Nb碳化物的尺寸隨溫度和等溫時間的變化，計算時設(shè)置體系的總質(zhì)量為1 kg，壓強為100 kPa，其中根據(jù)鋼廠中煉鋼時N含量一般在40×10-6左右，因此在計算中設(shè)置N的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.004%。

采用50 kg真空感應(yīng)冶煉爐對設(shè)計的熱成形鋼進(jìn)行冶煉，并經(jīng)過熱軋和冷軋得到冷軋鋼板。熱軋工藝為在1200 ℃均勻化1 h，開軋溫度為1150 ℃，終軋溫度900 ℃，層流冷卻至650 ℃，保溫1 h后隨爐冷卻，得到6 mm厚的熱軋板材，再經(jīng)冷軋得到1.5 mm厚的鋼板以備試驗使用。對冷軋后的鋼板進(jìn)行平板模具淬火以模擬熱成形工藝，平板模具淬火使用的工藝為加熱溫度930 ℃，保溫時間5 min，從加熱爐取出板料至放入熱成形模具內(nèi)時間為4～5 s，熱成形模具合模后保壓時間30 s。熱成形后的鋼板表面磨光，去除氧化脫碳層，以進(jìn)行下一步分析研究。

對熱成形后的鋼板進(jìn)行力學(xué)性能檢測，拉伸試驗按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進(jìn)行，試樣形狀及尺寸按照GB/T 228.1—2010中P5試樣加工。為進(jìn)一步研究熱成形鋼的韌性，通過VDA238-100Platebendingtestofmetallicmaterials中規(guī)定的方法進(jìn)行三點彎曲性能評價。使用Zeiss G300場發(fā)射掃描電鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌，使用牛津C-Swift EBSD對熱成形后鋼板的馬氏體組織精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征。

2 微合金化2000 MPa熱成形鋼的熱動力學(xué)計算

試驗鋼由高溫冷卻至500 ℃的過程中可能析出BN相、NbC相、FeB相、VB相、VC相、M23C6相以及滲碳體相，如圖1所示。因為鋼成分中B的作用是提高淬透性，且需固溶于奧氏體基體才有效，Nb和V的主要作用是析出強化，因此重點研究BN、NbC和VC相的析出行為。

BN的析出溫度為1180 ℃，BN的析出是由于沒有添加Ti導(dǎo)致的，計算了BN中B的含量隨溫度的變化，如圖2所示，由于熱成形加熱時一般在920 ℃保溫，因此只需關(guān)注920 ℃加熱時未溶解的BN中的最大B含量即可。由圖2可見，在920 ℃時BN中的B含量約為0.024 g，由于鋼中總的B含量是0.055 g，因此920 ℃時鋼中固溶的B含量為0.031 g，質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.0031%，也能保證其充分的固溶強化效果。

圖2 微合金化2000 MPa熱成形鋼BN中的B含量Fig.2 B content of BN in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

NbC的析出溫度為1250 ℃，見圖3(a)。Nb的碳化物高溫析出，可以有效阻止高溫時奧氏體晶粒長大。VC的析出溫度在880 ℃，見圖3(b)。由NbC和VC的析出溫度可見，NbC會在熱軋加熱后的熱軋過程中析出，隨著溫度降低，析出量逐漸增大后減小，最大量是在880 ℃時析出0.62 g。VC會在終軋后的奧氏體和鐵素體基體中析出，隨著溫度降低，VC的析出量也呈現(xiàn)出先增加后減小，然后隨著溫度降低又逐漸增大的趨勢。圖3(c)是滲碳體的析出溫度和析出量，滲碳體在740 ℃開始析出，隨后隨著溫度降低析出量迅速增加，在690 ℃時達(dá)到最大的析出量49 g。但是考慮到在熱成形保溫階段滲碳體會完全溶解，因此可以認(rèn)為滲碳體的析出對熱成形后鋼的性能沒有太大影響，可以不過多關(guān)注。

圖3 微合金化2000 MPa熱成形鋼中各析出相的析出溫度和析出量(a)NbC; (b)VC; (c)滲碳體Fig.3 Precipitation temperature and amount of each precipitate in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel(a) NbC; (b) VC; (c) cementite

在不同的溫度下等溫，NbC的尺寸會隨著等溫時間的延長而增大。圖4是NbC的尺寸隨著不同溫度和等溫時間的變化趨勢。可見，隨著等溫時間延長，NbC的尺寸逐漸增大，但是增大的速率逐漸減小。并且，在相同等溫時間下，不同等溫溫度的尺寸也不相同，在1100 ℃以下，隨著溫度升高，NbC的尺寸逐漸增大，但是溫度超過1100 ℃后，NbC的尺寸急劇減小。碳化物的析出是一種固態(tài)相變，如果繪制NbC析出的TTT曲線，可以推測TTT曲線的“鼻尖”溫度在1100 ℃左右。從圖4還可見，在所有的等溫溫度下，NbC的尺寸變化范圍在3～23 nm之間，這和文獻(xiàn)[1，4-6]的報道一致，這些小尺度的納米級第二相對于形成強氫陷阱、阻礙位錯運動、提高熱成形鋼及零部件的強韌性有重要作用。

圖4 微合金化2000 MPa熱成形鋼中NbC的尺寸在不同溫度下隨保溫時間的變化曲線Fig.4 Change curves of NbC size of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel with holding time at different temperatures

利用Thermo-Calc軟件中計算單點平衡的方式，計算了熱成形鋼在920 ℃的單點平衡，模擬熱成形鋼在加熱溫度為920 ℃保溫時奧氏體中的元素含量，結(jié)果如表2所示。可見在920 ℃保溫時，奧氏體中的C濃度為0.34%，這是由于Nb碳化物的析出消耗掉了一部分C。需要注意的是，考慮到Thermo-Calc的計算是基于熱力學(xué)平衡態(tài)，而實際熱成形加熱和等溫時的材料組織并沒有達(dá)到平衡態(tài)，因此實際920 ℃等溫時的未溶碳化物的數(shù)量是高于計算值的，因此奧氏體中實際的碳含量不高于0.34%。

表2 920 ℃等溫達(dá)到平衡態(tài)時微合金化2000 MPa熱成形鋼奧氏體中的元素含量

為了研究Nb和V含量的變化對其碳化物的析出溫度和析出量的影響規(guī)律，分別計算了Nb含量從0.02%～0.10%變化時對NbC析出溫度和析出量的影響，以及V含量從0.05%～0.20%變化時對VC析出溫度和析出量的影響，結(jié)果見圖5和圖6。由圖5可見，Nb含量從0.02%增加到0.10%的過程中，NbC的析出溫度從1157 ℃升高到1330 ℃，最大析出量從0.25 g 增加到1.25 g?？梢奛bC始終會在熱軋過程中由奧氏體基體中析出，因此Nb是最有效的細(xì)化晶粒的微合金元素，但是Nb的加入量超過0.05%時，細(xì)化晶粒效果將不再明顯提升[14]。由圖6可見，V含量從0.05% 增加到0.20%的過程中，VC的析出溫度從880 ℃升高到1025 ℃，VC的最大析出量從1.26 g升高到3.27 g。VC的析出溫度遠(yuǎn)低于NbC，不同于NbC，VC在奧氏體晶界的鐵素體中沉淀析出，在軋制過程中能抑制奧氏體的再結(jié)晶并阻止晶粒長大，從而起到細(xì)化鐵素體晶粒、提高鋼強度和韌性的作用[14]。

圖5 Nb含量對微合金化2000 MPa熱成形鋼中NbC析出溫度和析出量的影響Fig.5 Effect of Nb content on precipitation temperature and amount of NbC in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

圖6 V含量對微合金化2000 MPa熱成形鋼中VC析出溫度和析出量的影響Fig.6 Effect of V content on precipitation temperature and amount of VC in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

3 微合金化熱成形鋼的性能和組織

對熱成形后的鋼板進(jìn)行拉伸試驗以檢測力學(xué)性能，得到的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖7。可見3個平行拉伸試樣的抗拉強度均超過2000 MPa，總伸長率均超過8%，具有良好的強塑性匹配。拉伸試樣斷口形貌見圖8，斷口為韌性斷裂，韌窩清晰可見，未見脆性斷裂特征，證明本試驗鋼具有良好的塑韌性。

圖7 微合金化2000 MPa熱成形鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.7 Engineering stress-strain curves of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

圖8 微合金化2000 MPa熱成形鋼的拉伸斷口形貌Fig.8 Morphology of tensile fracture of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

熱成形鋼板的極限尖冷彎性能是評價熱成形零部件塑韌性的重要指標(biāo)之一[15]，根據(jù)VDA238-100 中規(guī)定的方法進(jìn)行評價，微合金化2000 MPa熱成形鋼的彎曲力和位移關(guān)系曲線見圖9，由曲線計算的彎曲角度等數(shù)據(jù)見表3。可見，2000 MPa熱成形鋼的平均冷彎角為66.8°，且標(biāo)準(zhǔn)差為1.6。根據(jù)報道[10]，1500 MPa熱成形鋼的冷彎角約為62°，含0.2%V的2000 MPa熱成形鋼的冷彎角約為64°，因此可見，本試驗用2000 MPa熱成形鋼的韌性和1500 MPa熱成形鋼是相當(dāng)?shù)摹?/p>

圖9 微合金化2000 MPa熱成形鋼的三點彎曲力-位移曲線Fig.9 Three-point bending force-displacement curves of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

表3 微合金化2000 MPa熱成形鋼的冷彎角計算結(jié)果

熱成形鋼的微觀組織和表面狀態(tài)等很多因素都會影響熱成形鋼的三點彎曲性能，特別是脫碳層厚度，脫碳層厚度越厚，冷彎角度越大，熱成形過程中脫碳是不可避免的，并且很多因素都會影響脫碳層厚度[16]。因此檢測了平板模具淬火后熱成形鋼的脫碳層厚度，如圖10所示。由圖10可見，熱成形后鋼板表面只有局部脫碳，且厚度不超過10 μm，因此說明本試驗熱成形鋼的脫碳對尖冷彎試驗的結(jié)果影響不大。

圖10 微合金化2000 MPa熱成形鋼三點彎曲試樣的脫碳層形貌Fig.10 Morphology of decarburization layer of three-point bending specimen of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

通過EBSD對熱成形鋼的組織進(jìn)行表征可見，低碳馬氏體的顯微組織是板條馬氏體，而板條馬氏體的組織包含3個區(qū)域，分別為板條(lath)、塊(block)和束(packet)，板條馬氏體的組織層級示意圖見圖11[17-18]，其中馬氏體板條是馬氏體單晶，具有高密度的晶格缺陷；塊是具有相同晶體取向板條的聚合，板條之間是小角度晶界；而束是奧氏體中具有相同{111}平面(即慣習(xí)面)的塊的聚合[17]。 馬氏體的力學(xué)性能是由這些層級結(jié)構(gòu)決定，比如束的尺寸越小，馬氏體的強度越高，同時韌性也會提高[17-19]。因此對馬氏體組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征是分析其強韌性機制的關(guān)鍵。

圖11 板條馬氏體的組織示意圖[17-18]Fig.11 Schematic diagram of lath martensite[17-18]

圖12(a)是微合金化2000 MPa熱成形鋼的EBSD圖像質(zhì)量圖，可見組織是全馬氏體，原奧氏體晶界和馬氏體組織清晰可見。圖12(b)為圖12(a)對應(yīng)的取向分布圖，圖12(b)中黑色線是取向差大于10°的界面線，即馬氏體束(packet)和塊(block)的界面。從圖12(a，b) 可以清晰看到原奧氏體晶界，典型的原奧氏體晶界在圖12(b)中用粗白線標(biāo)注。奧氏體晶粒內(nèi)部也可以看到馬氏體束(packet)區(qū)域(A區(qū)域和C區(qū)域)和馬氏體塊(block)區(qū)域(字母B所在的綠色區(qū)域)。從圖12(b)還可以看到大量的細(xì)小馬氏體塊(block)，即白色箭頭所示區(qū)域。原奧氏體晶粒尺寸約為10 μm，而細(xì)小的馬氏體塊(block)尺寸普遍不超過5 μm。正是Nb和V的碳化物的細(xì)化晶粒作用，使奧氏體晶粒細(xì)化，同時也使馬氏體塊細(xì)化，而馬氏體塊又是由大量高位錯密度的馬氏體板條組成，這是微合金化2000 MPa熱成形鋼在高強度的同時又具有高塑韌性的主要原因[20]。

圖12 微合金化2000 MPa熱成形鋼的EBSD圖像質(zhì)量圖(a)、取向分布圖(b)及晶界分布圖(c)Fig.12 EBSD image quality diagram(a), orientation distribution map(b) and grain boundary distribution map(c) of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

圖12(c)為圖12(a)對應(yīng)的晶界分布圖，圖12(c)中取向差大于10°的晶界用紅色線表示，取向差在5°～10°的晶界用黑色線表示，取向差介于2°～5°的晶界用綠色線表示。首先可以看到圖12(c)中紅色線和圖12(b)中的黑色線重合，這是馬氏體塊(block)和束(packet)的界面以及原奧氏體晶界，從圖12(c)也可以看到馬氏體組織的充分細(xì)化。圖12(c)中黑色線的數(shù)量很少，且都分布在紅色線所包圍的馬氏體塊內(nèi)部；綠色線大部分都分布在馬氏體塊(block)中，且不連續(xù)分布，但是綠色線的數(shù)量遠(yuǎn)遠(yuǎn)多于黑色線。馬氏體塊內(nèi)部是馬氏體板條(lath)晶粒，由圖12(c)可以說明馬氏體板條之間沒有大角度晶界(大于10°)，只有小角度晶界，且晶界取向差大部分小于5°，而且小角度晶界不連續(xù)分布。

4 結(jié)論

1) Nb和V的質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化會影響微合金化2000 MPa熱成形鋼中NbC和VC的析出溫度和析出量，Nb含量從0.02%增加到0.10%的過程中，NbC的析出溫度從1157 ℃升高到1330 ℃，最大析出量從0.25 g 增加到1.25 g。V含量從0.05%增加到0.20%的過程中，VC的析出溫度從880 ℃升高到1025 ℃，VC的最大析出量從1.26 g升高到3.27 g。

2) 隨著等溫時間延長，NbC的尺寸逐漸增大，但是增大的速率逐漸減小。相同等溫時間下，在1100 ℃以下，隨著溫度升高，NbC的尺寸逐漸增大，但是溫度超過1100 ℃后，NbC的尺寸急劇減小。在不同等溫條件下，NbC的尺寸變化范圍在3～23 nm。

3) 微合金化2000 MPa熱成形鋼的抗拉強度超過2000 MPa，伸長率超過8%，且根據(jù)VDA238-100測定的彎曲角度平均值為66.8°，具有良好的強韌性匹配。

4) 根據(jù)EBSD表征結(jié)果，2000 MPa熱成形鋼原奧氏體晶粒尺寸約為10 μm，馬氏體組織由束(packet)、塊(block)和板條(lath)組成，馬氏體塊(block)的尺寸普遍不超過5 μm。馬氏體板條之間沒有大角度晶界(大于10°)，只有小角度晶界，且晶界取向差大部分小于5°，而且小角度晶界不連續(xù)分布。細(xì)小的原奧氏體晶粒和馬氏體塊組織是微合金化2000 MPa熱成形鋼具有高強度、高塑韌性的主要原因。