为满足汽车车身轻量化和安全性的要求,近些年,高强钢和超高强度钢在车身的应用比例逐年增加[1,2,3,4,5,6]。但随着钢板强度不断提高,其成形性能也随之降低。尤其是1000 MPa以上的超高强度钢,成形过程中极易出现开裂、回弹、零件尺寸精度达不到标准要求等诸多问题[7,8,9,10,11,12]。

热成形技术是将成形与热处理工艺有机结合的一种新的成形技术,钢板在高温条件下完成复杂零件成形的同时完成模压淬火及低温回火处理,其成形后零件的强度比成形前提高2.5~3倍,因此被广泛应用于车身的A柱、B柱、防撞梁、保险杠等安全件[13,14,15,16,17,18]。传统的热成形零件用钢为1500 MPa级的22MnB5钢,其是在低碳硅、锰钢中添加少量的提高淬透性元素,从而在模压淬火时获得全马氏体组织,实现1500 MPa的超高强度。因此,C含量是获得超高强度的重要元素之一。众所周知,Si和Mn是众多钢种中不可或缺的添加元素,且加入不同类型的钢中,其起到的作用也不尽相同。赵征志等[19]研究发现,Si和Mn元素对中锰热轧高强钢的显微组织影响较大,并认为高Si高Mn含量的钢具有最优的综合力学性能。李龙飞等[20]研究了Mn含量对低碳钢中铁素体动态再结晶的影响。李昭东等[21]研究了Mn和Si对Fe-0.6C钢中珠光体奥氏体相变的影响。科研人员还开展了Mn含量对中锰相变诱导塑性(TRIP)钢、淬火-配分(Q&P)钢组织和性能的影响[21,22,23,24]。然而Si和Mn元素在超高强度热成形钢中的作用机理,及其对模压淬火过程中马氏体的精细结构和最终热成形零件的性能的影响尚不清楚。

本工作设计了4种C-Si-Mn系不同Mn、Si含量的超高强度热成形钢,对比分析了不同成分体系实验用钢的组织结构和力学性能,探讨了模拟热冲压成形前后微观组织的演变规律,旨在合理设计更高强度热成形钢的成分体系,通过控制成分和工艺,得到优异的综合性能,以满足车身轻量化对更高强度热成形钢的需求。

实验用超高强度热成形钢采用50 kg真空中频感应炉冶炼,化学成分如表1所示。钢A和钢B除Mn含量不同外,其余成分含量基本相当;钢B、C和D除Si含量不同外,其余成分含量基本相同。首先将真空冶炼的46 kg铸锭在实验室800可逆式热轧机上开坯轧制成110 mm×20 mm的粗轧板坯,再重新加热到1280 ℃保温1 h后经五道次精轧,将粗轧坯由20 mm轧制成1.8 mm的热轧钢板,终轧温度870 ℃,随后堆垛空冷至室温,以备后续模拟热冲压成形处理使用。为获得热成形钢的超高强度和典型的马氏体组织,本工作采用的模拟热冲压淬火的热处理工艺为：首先,将精轧后的钢板剪切成尺寸为1.8 mm×40 mm×270 mm的试样,然后在带有N2保护的管式加热炉内加热到950 ℃保温5 min奥氏体化,随后出炉放入油浴内进行淬火处理。

表1   实验用钢的化学成分

Table 1   Chemical compositions of the steels (mass fraction / %)

图5给出了4种实验用钢的组织亚结构TEM像。具有0.57%Mn含量的钢A的平均亚晶粒尺寸为3.81 μm,马氏体板条上存在大量的位错。含0.34%Si和1.21%Mn的钢B,马氏体板条尺寸较小,平均亚晶粒尺寸为3.24 μm,板条上存在较多的位错,只有少量的ε-碳化物析出。含0.25%Si和1.20%Mn的钢C,其马氏体板条尺寸最大,平均亚晶粒尺寸为4.33 μm,且板条上有大量的ε-碳化物析出。含0.38%Si和1.20%Mn的钢D,其Si含量最高,马氏体板条最细小,平均亚晶粒尺寸为2.93 μm,但组织中存在一定量的孪晶和位错。

表2列出了4种实验用钢热处理前后的力学性能。经870 ℃终轧后空冷,Si含量最高的钢D强度最高,达到了1196 MPa,Mn含量最低的钢A强度最低,只有757 MPa;当Mn含量均为1.20%时,随着Si含量的升高,钢的抗拉强度逐渐升高,即从924 MPa升高到1196 MPa,而Si含量较低的情况下,钢的伸长率也只有11.7%;当Si含量为0.33%,Mn含量只有0.57%时的强度最低,即屈服强度为552 MPa,抗拉强度为757 MPa,伸长率最高,达到了20.4%。实验用钢经相同的模拟热冲压淬火工艺处理后,钢B的强度最高,即屈服强度为1161 MPa,抗拉强度为1758 MPa,伸长率为6.5%。具有较低Si含量的钢C和具有较高Si含量的钢D的强度均低于钢B。可见,在其它成分和工艺相当的情况下,具有0.34%的Si含量,同时匹配加入1.21%的Mn,其综合力学性能最优。在Mn含量保持不变的情况下,Si的添加量增加到0.38%,实验用钢模拟热冲压淬火后的强度有所降低。具有较低Mn含量的钢A的屈服强度为1102 MPa,抗拉强度为1686 MPa,伸长率为7.2%;与相同Si含量、具有较高Mn含量的钢B相比,其强度也较低。

表2   热处理前后实验用钢的力学性能

Table 2   Mechanical properties of the steels before and after heat treatment

Note: Rp0.2 —yield strength, Rm—tensile strength, A50 mm—elongation

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Mn通常以固溶态存在于奥氏体或铁素体中,当钢A和钢B以870 ℃的终轧温度在单相奥氏体区轧制后空冷至室温,如图1所示,2种钢在高温奥氏体化过程中,C迅速由富集区向奥氏体区扩散,并在奥氏体内均匀分布;而Mn在奥氏体内的迁移速率较慢,短时间内难以在奥氏体内均匀分布,易在奥氏体内形成富Mn区和贫Mn区,这与陈连生等[23]的研究相一致。在轧制后的空冷过程中,由于钢B中Mn含量较高,其富Mn区的Mn含量高。高的Mn含量能够扩大奥氏体区,增加淬透性,因此钢B中形成了大量的马氏体和贝氏体。而钢A的Mn含量较低,其奥氏体区小,低的Mn含量不足以将铁素体区、珠光体区和贝氏体区右移,即与钢B相比,其淬透性差,在相同的冷却速率下,形成大量的贝氏体、先共析铁素体和珠光体。2种钢轧制后空冷组织的差异性导致力学性能的较大差异,与钢A相比,钢B的抗拉强度提高了367 MPa,屈服强度也提高了约200 MPa。

表2给出了实验用钢轧制后空冷得到的力学性能。可以看出,具有不同Si含量的钢B、C和D中,钢C强度最低,其轧后空冷组织为贝氏体;而钢B和钢D的组织均为马氏体和少量贝氏体,其抗拉强度分别比钢C高200 MPa和272 MPa。由于这3种钢都含有约1.20%的Mn,如上所述,Mn能起到稳定奥氏体的作用,降低奥氏体的分解温度,钢在单相奥氏体区轧制后冷却的过程中,奥氏体发生分解,Si加入钢中抑制了碳化物的析出,在形成贝氏体过程中,使部分固溶的C向未转变的过冷奥氏体中扩散,增加了过冷奥氏体稳定性。在随后的继续冷却过程中,这部分奥氏体继续转变,形成马氏体[19,25]。可见,对于本实验设计的超高强度热成形钢,Si含量为0.25%的钢C,匹配加入1.20%的Mn,不足以抑制碳化物分解,钢中的固溶碳含量少,不能向未转变的过冷奥氏体中扩散,从而来增加奥氏体的稳定性;另外,在连续冷却相变过程中,此Si和Mn的匹配加入量不足以使贝氏体转变区右移,因此在轧后采用相同的冷却速率冷却过程中只经过了贝氏体转变区,全部发生了贝氏体相变。而钢B的Si含量为0.34%,钢D的Si含量最高为0.38%,同时匹配加入1.20%的Mn,其上述作用更显著,使贝氏体转变区发生了右移,在轧后的冷却过程中先发生贝氏体转变,当冷却到马氏体转变起始温度(Ms)以下时,发生了过冷奥氏体向马氏体的转变。因此,由于Si含量的不同,造成了3种钢组织的不同,进而造成了性能的差异。这个结果与赵征志等[19]的研究结果相符。

图2~4表明,4种钢经950 ℃保温5 min奥氏体化后油淬,均得到了马氏体组织,但马氏体的亚晶粒尺寸和精细结构略有不同。与相同Si含量的钢B相比,具有0.57%低Mn含量的钢A的抗拉强度为1686 MPa,比钢B低72 MPa;屈服强度为1102 MPa,也相对低59 MPa。可见,在其它成分相当的情况下,提高Mn含量,可提升超高强度热成形钢的强度。这主要是因为Mn和Fe的原子半径和电负性相近,其在钢中以代位原子的形式固溶在奥氏体中,扩大了奥氏体相区,提高了钢的淬透性,降低了Ms点[20]。因此,在相同的模拟热冲压加热温度条件下,其具有较大的过冷度,增加了马氏体的形核率,如图5a和b所示,钢B的马氏体板条束群和同位向束的尺寸减小,平均亚晶粒尺寸为3.24 μm,小于钢A的平均亚晶粒尺寸。

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图2   实验用钢热处理后显微组织的OM像

Fig.2   OM images of the steels A (a), B (b), C (c) and D (d) after heat treatment (950 ℃ for 5 min and oil quenching)

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图3   实验用钢热处理后显微组织的SEM像

Fig.3   SEM images of the steels A (a), B (b), C (c) and D (d) after heat treatment

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图4   实验用钢热处理后的EBSD像

Fig.4   EBSD images of the steels A (a), B (b), C (c) and D (d) after heat treatment

由表2中4种钢模拟热冲压成形淬火后的力学性能可知,随着Si含量从0.25%增加到0.38%,4种钢模拟热冲压成形后的屈服强度和抗拉强度均先升高,后略有降低。当Si含量为0.34%时,其屈服强度和抗拉强度均最高。随着Si含量的增加,钢的伸长率先提高,后保持稳定。由图5c可以看出,含有较低Si含量的钢C,其马氏体板条上有较多的ε-碳化物析出。这主要是由于Si是非碳化物形成元素,其在奥氏体中以固溶原子的形式存在。当在相同的模拟热冲压成形奥氏体化过程中,热成形钢含有0.25%的Si不足以提高C的活性而使奥氏体内碳的分布均匀,导致在随后的冷却和自回火过程中造成大量的碳化物析出,这与王立军等[26]的研究相一致。并且钢C的马氏体板条尺寸最大,平均亚晶粒尺寸为4.33 μm,故钢C的强度最低,其屈服强度只有1073 MPa,抗拉强度为1644 MPa;钢D的Si含量最高,为0.38%,高的Si含量提高了Fe原子在奥氏体中的扩散激活能,从而提高了实现奥氏体化的温度。当钢B、C和D在相同的奥氏体化工艺950 ℃保温5 min奥氏体化时,需要较高奥氏体化温度的钢D奥氏体中的Mn没有足够的时间均匀化分布,进而导致在随后的快速冷却过程中,如图5d所示,富Mn的区域有较高的层错能,在模拟热冲压成形过程中发生了孪晶转变,其对马氏体相变的抑制作用减少了高强度的马氏体含量[27]。因此与含0.34%Si的钢B相比,钢D的屈服强度和抗拉强度均降低了53 MPa,而对伸长率无明显影响,即钢B和钢D模拟热冲压成形后的伸长率均为6.5%。实验结果表明,对于本工作开发的超高强度热成形钢,0.34%的Si匹配加入1.20%的Mn,既可以提高C的活性,保证实验用钢在950 ℃保温5 min的奥氏体化工艺下C在奥氏体中的均匀分布,又能提高钢的淬透性,在随后的快速冷却过程及自回火过程中抑制碳化物析出,得到如图5b所示的细小板条马氏体组织,马氏体板条上有大量的位错,且只有少量的碳化物析出,从而保证了实验用钢具有良好的综合力学性能。

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图5   实验用钢热处理后显微组织的TEM像

Fig.5   TEM images of the steels A (a), B (b), C (c) and D (d) after heat treatment

热冲压成形是将钢板加热到奥氏体化后快速移动到带冷却水的模具中成形,同时钢板被淬火及低温回火处理。因此,4种钢经870 ℃终轧后空冷得到不同的组织和性能,再经模拟热冲压淬火后,钢的抗拉强度得到了大幅提升(表2)。可见,实验用钢原始的强度越高,模拟热冲压成形后强度的增加越小。但是原始强度最高的钢D模拟热冲压后的强度低于原始强度略低的钢B。另外,除钢B和钢D轧后空冷的组织类型相同外,其余钢的组织类型也不同,而模拟热冲压淬火后的最终组织均为马氏体,只是马氏体的精细结构略有不同。综上可以看出,基于本研究成分设计的超高强度热成形钢0.30%C-0.34%Si-1.21%Mn的钢B,其热冲压成形前的组织类型和性能与热成形后的组织和性能无明显的相关性,即热冲压成形前组织和性能的波动对热冲压成形后零件的组织和性能无明显影响,有利于工业化批量试制零件的性能稳定性控制。

(1) Mn、Si含量对超高强度热成形钢轧制态的组织和性能有显著影响,含0.57%Mn的钢A轧制态组织为贝氏体、铁素体和珠光体,含1.21%Mn的钢B轧制态组织为马氏体和贝氏体;与钢A相比,钢B的抗拉强度提高了367 MPa,屈服强度也提高了约200 MPa。随着Si含量从0.25%增加到0.38%,4种钢的抗拉强度逐渐提高,屈服强度和伸长率呈波动趋势,具有0.25%Si的钢C与轧制态钢B、D的组织类型不同。

(2) 不同Mn、Si含量超高强度热成形钢在950 ℃保温5 min模拟热冲压淬火后,均得到了马氏体组织,但马氏体的亚晶粒尺寸和精细结构略有不同。在此成分设计条件下,随着Mn含量从0.57%增加到1.21%,4种钢的强度提高,马氏体板条束群和同位相束的尺寸减小,平均亚晶粒尺寸为3.24 μm;随着Si含量从0.25%提升到0.38%,4种钢的屈服强度和抗拉强度均先提高,后保持稳定。含0.34%Si和1.21%Mn的钢B在950 ℃保温5 min后模拟热冲压淬火后的综合力学性能最优,其屈服强度为1161 MPa,抗拉强度为1758 MPa,伸长率为6.5%;热冲压成形后的组织为细小的板条马氏体,马氏体板条上有大量的位错,且只有少量的碳化物析出。

(3) 基于本研究成分设计的超高强度热成形钢0.30%C-0.34%Si-1.21%Mn的钢B,其热冲压成形前的组织和性能与热成形后的力学性能无明显相关性,只是最终的马氏体精细结构略有差别,利于工业化批量试制零件的性能稳定性控制。

The authors have declared that no competing interests exist.