B1800HS熱成形鋼組織轉(zhuǎn)變的JMatPro計(jì)算和試驗(yàn)研究

郭亞洲，宋寧宏，倪 雷，凌 華，畢文珍，韋習(xí)成

(1.上海汽車集團(tuán)股份有限公司 乘用車公司，上海 201804；2.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444；3.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)

汽車輕量化已成為21世紀(jì)汽車工業(yè)發(fā)展的主流，其中先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(AHSS)已在車身上得到規(guī)模化應(yīng)用。但常規(guī)冷成形加工的汽車板材零件精度不高且易回彈[1-2]，熱沖壓成形技術(shù)具有成形精度高且?guī)缀鯚o回彈現(xiàn)象的優(yōu)點(diǎn)，得到各大汽車廠商的高度關(guān)注，并被用于1500 MPa 及以上強(qiáng)度的車身防撞零部件制備。22MnB5鋼為熱成形代表性鋼種，沖壓后組織為全馬氏體。

在熱成形鋼的相關(guān)文獻(xiàn)資料中，主要研究工作集中在1500 MPa級(jí)熱成形鋼的成分、組織與熱沖壓工藝等方面。近幾年隨著安全性和輕量化的進(jìn)一步發(fā)展，更高強(qiáng)度熱成形鋼成為鋼鐵和汽車相關(guān)行業(yè)研發(fā)的熱點(diǎn)[3]。該工藝設(shè)計(jì)中最重要的問題是確定合適的奧氏體化溫度，這就需要進(jìn)行大量的性能測試和微觀組織研究。為了減少試驗(yàn)量，熱沖壓溫度的制定可以采用熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)計(jì)算軟件獲得過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT)，如JMatPro、ThermoCalc[4]等，也可搭建動(dòng)力學(xué)模型進(jìn)行預(yù)測。1800 MPa及以上級(jí)熱成形鋼的理論計(jì)算和試驗(yàn)的對(duì)比研究報(bào)道較少，因此本文對(duì)兩種新成分的1800 MPa熱成形鋼從JMatPro理論計(jì)算和試驗(yàn)進(jìn)行了研究，以期為超高強(qiáng)度熱成形鋼的研發(fā)和生產(chǎn)應(yīng)用提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

由于熱沖壓鋼板是在熱沖壓模具中淬火，常規(guī)下其冷卻速度比直接水冷的冷速低，因此在寶鋼自主設(shè)計(jì)的B1800HS鋼的基礎(chǔ)上添加鉬來提高鋼板的淬透性。在保證強(qiáng)度的同時(shí)為了提高韌性，在試驗(yàn)鋼中再添加一定量的釩。采用50 kg真空感應(yīng)爐冶煉B18000HS鋼，具體工藝流程為感應(yīng)爐→鑄錠→鍛造→鋸切→熱軋→酸洗→冷軋，最終得到1.4 mm 厚度的板材，其化學(xué)成分如表1所示。

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

在JMatPro軟件General steel板塊輸入成分設(shè)定值獲得CCT及TTT曲線，依據(jù)YB/T 5127—1993《鋼的臨界點(diǎn)測定方法(膨脹法)》采用熱膨脹儀DIL805進(jìn)行CCT曲線測試，試樣尺寸為φ6 mm×10 mm(鑄錠)。基于理論計(jì)算值確定的奧氏體化溫度為930 ℃，保溫時(shí)間為5 min，加熱速率為真空下10 ℃/s，冷速分別為0.2、0.5、1、5、10和30 ℃/s。再將金相試樣經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕后在Nikon MA 100型倒置式光學(xué)顯微鏡(OM)下進(jìn)行觀察；并采用MH-3顯微硬度計(jì)，在載荷砝碼為300 g下保壓10 s，多次試驗(yàn)求取平均值；針對(duì)不同冷速的熱膨脹曲線，結(jié)合顯微組織觀察和硬度，繪制出試驗(yàn)鋼的CCT曲線[5-6]。結(jié)合文獻(xiàn)[7]將試制的1號(hào)與2號(hào)鋼板加熱至930 ℃保溫4 min，利用天鍛沖壓機(jī)進(jìn)行平板模熱沖壓試驗(yàn)，然后將板材按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》線切割成A50標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，采用Zwick萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗(yàn)。

2 模擬結(jié)果與分析

圖1為JMatPro軟件計(jì)算所得試驗(yàn)鋼的CCT和TTT曲線。由圖1可知，1、2號(hào)鋼的Ac3的計(jì)算結(jié)果分別為835.17、844.5 ℃，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍分別為365～575、350～570 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍分別為240～350、250～360 ℃。1號(hào)鋼的馬氏體臨界冷卻速度在7 ℃/s左右，當(dāng)冷卻速度為0.7～7 ℃/s 時(shí)，室溫條件下為貝氏體和馬氏體的混合組織，當(dāng)冷卻速度<0.7 ℃/s 時(shí)，則生成珠光體+鐵素體組織，1號(hào)鋼與2號(hào)鋼十分接近，當(dāng)冷卻速度大于7 ℃/s 時(shí)，兩種鋼均可獲得全馬氏體組織[8]。對(duì)比圖1 兩種成分的CCT曲線，可以發(fā)現(xiàn)加入釩元素使奧氏體化溫度和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度提高10 ℃左右，對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的影響很小，與文獻(xiàn)[9]中釩可以提高馬氏體轉(zhuǎn)變的上臨界點(diǎn)相對(duì)應(yīng)。

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 測定的CCT曲線

圖2和圖3分別為1號(hào)鋼、2號(hào)鋼在不同冷卻速度下的組織轉(zhuǎn)變圖。由圖2(a)可知，1號(hào)鋼在冷速為0.2 ℃/s對(duì)應(yīng)形成的是珠光體(P)+先共析鐵素體(F)組織，其組織明顯大于其他冷速下的組織；圖2(b)顯示0.5 ℃/s冷速下的顯微組織為珠光體與少量鐵素體，說明隨著冷卻速度的增加，鐵素體轉(zhuǎn)變被抑制，對(duì)應(yīng)硬度的波動(dòng)也比較大。根據(jù)圖2(d)可知，當(dāng)冷卻速度為5 ℃/s時(shí)，珠光體基本消失，主要是馬氏體組織。隨著冷卻速度的增大，馬氏體板條形態(tài)呈現(xiàn)更短更細(xì)，且明暗特征明顯，結(jié)合圖4(a)可知，硬度也小幅度增加，但無本質(zhì)變化。

對(duì)比圖2(a)和圖3(a)可知，2號(hào)鋼形成的組織比1號(hào)鋼更加細(xì)小，這是因?yàn)殁C可以提高晶粒粗化溫度，細(xì)化奧氏體晶粒。0.5 ℃/s冷速下的顯微組織為珠光體與少量鐵素體；據(jù)圖4(b)可知，1 ℃/s冷速下硬度波動(dòng)大，最高值可達(dá)529.9 HV0.3，結(jié)合圖3(c)可知，鋼基體中已經(jīng)出現(xiàn)大量的馬氏體組織。在冷速為5 ℃/s 時(shí)，硬度達(dá)到570 HV0.3，結(jié)合圖4(b)硬度變化趨于穩(wěn)定的現(xiàn)象，且圖3(d～f)中馬氏體組織無明顯差異，由此判斷在冷卻速度大于5 ℃/s時(shí)，2號(hào)鋼在熱沖壓后基本形成全馬氏體組織。

圖2 1號(hào)鋼不同冷卻速度下的顯微組織

圖3 2號(hào)鋼不同冷卻速度下的顯微組織

圖4 試驗(yàn)鋼不同冷速下的顯微硬度

利用DIL805熱膨脹儀測量得到的熱膨脹-溫度曲線，通過切線法求取試驗(yàn)鋼的相變點(diǎn)，根據(jù)圖5可知，B1800HS鋼的臨界冷速為20 ℃/s，1號(hào)和2號(hào)鋼的臨界冷速在7 ℃/s左右，可以發(fā)現(xiàn)，添加鉬使得馬氏體臨界冷速降低，釩對(duì)臨界冷速?zèng)]有多大影響。在多元合金元素的綜合作用下，添加適量的鉬和釩對(duì)完全奧氏體化溫度影響不大，B1800HS系列鋼的奧氏體化溫度均在(805±5)℃內(nèi)，實(shí)際奧氏體化加熱溫度一般為(Ac3+(30～50))℃，對(duì)比圖1中1號(hào)和2號(hào)鋼的奧氏體化溫度在(840±5)℃左右，JMatPro軟件的計(jì)算結(jié)果與實(shí)際測定值基本吻合，馬氏體的最小臨界冷速也十分接近，1號(hào)、2號(hào)鋼在大于5 ℃/s的冷速下形成全馬氏體組織。但是對(duì)于奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度有較大影響，1號(hào)和2號(hào)鋼中添加0.20%鉬使Ac1提高了近15 ℃，2號(hào)鋼又在添加鉬的基礎(chǔ)上添加0.20%的釩對(duì)Ac1基本沒有影響。這是因?yàn)殂f是縮小奧氏體相區(qū)的元素，使得奧氏體轉(zhuǎn)變溫度提高。1號(hào)和2號(hào)鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍為250～330 ℃，與計(jì)算CCT曲線的上下限差值均在5 ℃以內(nèi)，擬合度十分高。

圖5 B1800HS(a)、1號(hào)(b)和2號(hào)(c)鋼的CCT曲線

3.2 熱沖壓成形后的顯微組織

針對(duì)試制的鋼種進(jìn)行平板模淬火試驗(yàn)，加熱至930 ℃ 保溫4 min，轉(zhuǎn)移時(shí)間為5 s，下壓速度為90 mm/s，保壓壓力為130 t，保壓時(shí)間為15 s。3種鋼在室溫條件下均為全板條狀馬氏體組織，且1號(hào)和2號(hào)鋼的馬氏體板條束群明顯變得更小，板條變得更細(xì)更短，見圖6。

圖6 B1800HS(a)、1號(hào)(b)和2號(hào)鋼(c)熱成形后的顯微組織

3.3 熱沖壓成形后的拉伸性能

表2列出了B1800HS系列鋼熱沖壓成形后的拉伸性能，均通過萬能試驗(yàn)機(jī)測得。1號(hào)和2號(hào)鋼的強(qiáng)度明顯高于B1800HS鋼，2號(hào)鋼斷后伸長率基本不變，1號(hào)鋼略微下降。

表2 B1800HS系列鋼熱成形后的拉伸性能

對(duì)比圖2(a)和圖3(a)發(fā)現(xiàn)，加了釩的2號(hào)鋼顯微組織在冷速為0.2 ℃/s時(shí)就相對(duì)細(xì)小，結(jié)合圖6鉬釩微合金化有利于B1800HS系鋼板條馬氏體的細(xì)化，并且2號(hào)鋼在接近1 ℃/s時(shí)就已經(jīng)形成大量板條狀馬氏體，所以在同等熱沖壓條件下，2號(hào)鋼更容易獲得全馬氏體組織，這有利于增大熱沖壓成形的溫度區(qū)間。根據(jù)表2可以發(fā)現(xiàn)，添加鉬雖然強(qiáng)度提升但是塑性下降明顯，在1號(hào)鋼的基礎(chǔ)上添加釩使得2號(hào)鋼有著更加優(yōu)良的強(qiáng)塑性。但是在圖6中1號(hào)鋼的組織比2號(hào)鋼更細(xì)，可能是因?yàn)镸o參與到NbC中形成了復(fù)合(Nb, Mo)C粒子，并且奧氏體中析出的(Nb, Mo)C粒子比純NbC粒子具有更強(qiáng)的抗粗化能力，這使得B1800HS鋼中析出相粒子的分布更為密集，尺寸更為細(xì)小[9]。而2號(hào)鋼中添加釩，在相同加熱條件下，加速了碳錳鋼γ→α相變中鐵素體的形核過程，增加了鐵素體晶粒形核點(diǎn)，鐵素體的晶粒尺寸小，同時(shí)馬氏體晶粒尺寸一定程度減小[10]。在熱沖壓工藝中，為了確保材料在加熱和保溫過程中完全奧氏體化，一般采取兩種手段，一是提高加熱溫度，二是延長保溫時(shí)間。但是溫度過高會(huì)導(dǎo)致原始奧氏體晶粒粗大，溫度低、保溫時(shí)間不夠會(huì)導(dǎo)致材料無法完全奧氏體化；保溫時(shí)間過長會(huì)使奧氏體晶粒同樣粗大，并且會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重氧化和脫碳現(xiàn)象。經(jīng)過測定B1800HS系列鋼種的CCT曲線可以為實(shí)際生產(chǎn)提供指導(dǎo)意義，B1800HS鋼奧氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍縮小，保溫時(shí)間也可以減少。一方面降低生產(chǎn)成本、提高生產(chǎn)效率，另一方面降低模具的損傷。此外，為保證材料轉(zhuǎn)移至模具時(shí)的沖壓溫度高于當(dāng)前冷速下的相變溫度，熱沖壓加熱溫度區(qū)間為870～930 ℃。

4 結(jié)論

1)利用JMatPro軟件計(jì)算獲得的熱力學(xué)參數(shù)準(zhǔn)確性較高，與測定的熱力學(xué)參數(shù)擬合度較高，可以作為熱處理數(shù)據(jù)的參考依據(jù)

2)含Mo鋼和含Mo-V鋼在冷卻速度大于5 ℃/s時(shí)熱沖壓后獲得尺寸細(xì)小的馬氏體組織。根據(jù)Ms、Mf、Ac3等熱力學(xué)參數(shù)，熱沖壓工藝窗口完全奧氏體化可選擇的溫度范圍為870～930 ℃，保溫時(shí)間為3～6 min，在平板模壓淬條件下可獲得板條狀的全馬氏體組織。

3)含Mo-V鋼的強(qiáng)韌性略強(qiáng)于含Mo鋼，含Mo鋼和含Mo-V鋼的抗拉強(qiáng)度分別為1915 MPa和1941 MPa，斷后伸長率均達(dá)到6%以上，符合1800 MPa級(jí)別熱沖壓鋼的力學(xué)性能要求。鉬釩多元微合金化更加有利于B1800HS系列熱成形鋼獲得優(yōu)良的綜合服役性能。