張 恒，魏揚(yáng)華，黃文靜，齊佳林，黃 飛，陳其偉，朱國輝

(安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院，安徽 馬鞍山 243032)

隨著石油天然氣資源的消耗以及環(huán)境保護(hù)的迫切需求，作為重大污染源之一的傳統(tǒng)燃油汽車面臨節(jié)能降耗的巨大壓力，汽車輕量化和新能源汽車已成為汽車行業(yè)發(fā)展的必然趨勢[1-3]。汽車的輕量化需以安全可靠為基礎(chǔ)，超高強(qiáng)度鋼是汽車中安全性最重要的乘員艙支撐材料，其不僅為傳統(tǒng)燃油車的輕量化提供材料支撐，也為新能源汽車輕量化、提高續(xù)航里程提供了機(jī)遇。因此，汽車用高強(qiáng)度和超高強(qiáng)度鋼的研發(fā)是鋼鐵行業(yè)研究的熱點(diǎn)[4-6]。

當(dāng)前采用的超高強(qiáng)度鋼抗拉強(qiáng)度在1 000 MPa 以上，但是鋼強(qiáng)度的進(jìn)一步提高會導(dǎo)致汽車部件成形涉及到的材料發(fā)生斷裂、模具磨損、成形載荷大、部件回彈等問題出現(xiàn)[7-9]。由此，以ArcelorMittal為代表開發(fā)了汽車用鋼的熱沖壓成形技術(shù)[10-11]，并在國外主流車型得到廣泛應(yīng)用。典型的超高強(qiáng)度鋼為22MnB5鋼，抗拉強(qiáng)度在1 500 MPa以上、塑性延伸率達(dá)5%～6%、強(qiáng)塑積為10 GPa·%左右[12]，但實(shí)際使用過程中安全吸能效果不夠理想。對此，國內(nèi)外學(xué)者對超高強(qiáng)度熱沖壓成形用鋼進(jìn)行了大量研究，在22MnB5 鋼的基礎(chǔ)上通過增加含C 量和合金化提高熱沖壓成形部件的強(qiáng)度。Ma 等[13]通過合金化改善22MnB5 鋼的強(qiáng)塑性效果，強(qiáng)度為1 600 MPa，延伸率為7.5%；易紅亮等[14]研發(fā)的34MnB5V熱成形鋼強(qiáng)度達(dá)2 000 MPa、塑性僅8%，但添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達(dá)0.34%的碳和0.11%～0.30%的V；陳勇等[15]研究合金元素Nb，Ti對22MnB5 熱成形鋼延遲斷裂性能的影響；陳忠等[6]研究不同奧氏體化保溫時(shí)間對鋁硅鍍層22MnB5 熱成形鋼組織與性能的影響。但以22MnB5為基礎(chǔ)的熱沖壓成形鋼由于硼的添加易造成硼在晶界偏聚，導(dǎo)致塑性偏低；同時(shí)在煉鋼過程中需保持高的真空度來保證硼的收得率，這對生產(chǎn)設(shè)備和工藝要求較高。鑒于此，根據(jù)合金元素的特性，設(shè)計(jì)一種新型不含硼的高強(qiáng)度汽車熱沖壓成形用鋼即20Mn2Cr 鋼，研究20Mn2Cr 鋼模擬熱成形時(shí)的力學(xué)性能，以期得到新的熱沖壓成形鋼成分體系。

1 新型熱沖壓成形鋼的成分設(shè)計(jì)

汽車熱沖壓成形部件的超高強(qiáng)度來源于馬氏體組織，因此要求汽車用鋼在熱沖壓成形過程中淬火形成馬氏體，這也就要求鋼的合金化設(shè)計(jì)必須保證實(shí)驗(yàn)鋼在熱沖壓成形模具中能達(dá)到形成馬氏體的冷卻速度(從合金成本和塑性考慮，可允許存在少量貝氏體以調(diào)控鋼的綜合性能)。22MnB5 熱沖壓成形用鋼形成馬氏體的臨界冷卻速度須大于27 ℃/s[12,16-17]。文中利用材料學(xué)軟件JMatPro分析常用提高鋼淬透性的合金元素Mn，Cr，Ni，Mo對實(shí)驗(yàn)鋼形成不同組織臨界冷卻速度的影響，在此基礎(chǔ)上設(shè)計(jì)新型熱沖壓成形鋼的成分。

1.1 基礎(chǔ)成分

熱沖壓成形部件的主要基體組織為馬氏體，馬氏體強(qiáng)度與馬氏體中的含碳量密切相關(guān)，隨馬氏體中含碳量的提高而提高[18-19]；馬氏體有位錯和孿生兩種形態(tài)，含碳量不同馬氏體出現(xiàn)的形態(tài)也不同，孿生馬氏體強(qiáng)度極高、塑性極差，位錯馬氏體兼具較好的強(qiáng)度和塑性[20]。根據(jù)文獻(xiàn)[21]，位錯和孿生馬氏體含碳量的界限為0.20%～0.22%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))?；谏鲜隹紤]，設(shè)計(jì)新型熱沖壓成形鋼碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.20%；Mn 是常用的增強(qiáng)淬透性合金元素，性價(jià)比高。因此，設(shè)計(jì)的實(shí)驗(yàn)鋼以C-Mn 鋼為基礎(chǔ)。圖1 為實(shí)驗(yàn)鋼中Mn 含量與形成不同組織臨界冷卻速度的關(guān)系曲線。

圖1 Mn含量與臨界冷卻速度關(guān)系曲線Fig.1 Relation curves between Mn content and critical cooling rate

從圖1(a)看出：隨Mn 含量的增加，C-Mn 鋼的淬透性逐漸提升，Mn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過1.00%、冷卻速度大于13 ℃/s(圖1(a)右坐標(biāo))時(shí)，主要形成鐵素體和貝氏體組織；Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.50%時(shí)，不形成鐵素體組織的冷卻速度大于100 ℃/s；Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.00%，不形成鐵素體組織的冷卻速度小于50 ℃/s，不形成貝氏體組織的臨界冷卻速度為190 ℃/s；Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.30%時(shí)，可實(shí)現(xiàn)不形成鐵素體組織的臨界冷卻速度大于27 ℃/s的目標(biāo)。從圖1(b)可看出，Mn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.00%時(shí)，不形成貝氏體組織的臨界冷卻速度為84 ℃/s，表明單獨(dú)依靠Mn 元素保證基體全部形成馬氏體組織需添加較多的Mn。但過高的Mn 含量會出現(xiàn)難以冶煉、偏析大及軋制困難等問題[22]，實(shí)際生產(chǎn)過程中一般要求Mn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不高于2.00%。因此，以質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.20%的C和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.00%的Mn為新型熱沖壓成形鋼的基礎(chǔ)成分。在此基礎(chǔ)上，綜合考慮有效性和冶煉成本進(jìn)一步分析其他合金元素對C-Mn實(shí)驗(yàn)鋼淬透性能的影響。

1.2 合金化成分

圖2 為Cr 添加量與C-Mn 實(shí)驗(yàn)鋼形成不同組織臨界冷卻速度的關(guān)系曲線。從圖2 可見：隨Cr 含量的增加，組織中不形成鐵素體和珠光體組織的臨界冷卻速度明顯降低，當(dāng)Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.50%、冷卻速度大于15 ℃/s時(shí)，基體中不形成鐵素體和珠光體組織，形成貝氏體和馬氏體組織；隨Cr 含量的進(jìn)一步增加，不形成貝氏體組織的臨界冷卻速度明顯降低，Cr 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至1.75%時(shí)，基體形成全部馬氏體組織的臨界冷卻速度約30 ℃/s。由此表明，Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.75%增至1.75%時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的淬透性逐漸增強(qiáng)。根據(jù)文獻(xiàn)[6]可知熱成形模具冷卻速度可達(dá)55 ℃/s，故在Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.50%時(shí)，其淬透性的提升效果可滿足熱沖壓成形的要求。

圖2 Cr含量與臨界冷卻速度關(guān)系曲線Fig.2 Relation curves between Cr content and critical cooling rate

圖3為Ni添加量與C-Mn實(shí)驗(yàn)鋼形成不同組織臨界冷卻速度的關(guān)系曲線。

圖3 Ni含量與臨界冷卻速度關(guān)系曲線Fig.3 Relation curves between Ni content and critical cooling rate

從圖3可見：Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.50%～1.00%、冷卻速度超過25 ℃/s時(shí)，基體不會形成鐵素體和珠光體組織，對基體不形成鐵素體、珠光體、貝氏體組織的臨界冷卻速度幾乎沒影響；Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.25%時(shí)，基體不形成鐵素體組織的臨界冷卻速度降為13 ℃/s；Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于1.75%時(shí)，基體形成全部馬氏體組織的臨界冷卻速度依舊高達(dá)80 ℃/s。由此表明，基體中隨Ni含量的增加鋼的淬透性逐漸提升，但效果有限，弱于Cr的提升效果。

圖4為Mo添加量與實(shí)驗(yàn)鋼形成不同組織臨界冷卻速度的關(guān)系曲線。從圖4可見：Mo質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.25%時(shí)，不形成珠光體和鐵素體組織的臨界冷卻速度低于2 ℃/s，但生成全部馬氏體組織的臨界冷卻速度為80 ℃/s，表明添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.25%的Mo可提升實(shí)驗(yàn)鋼的淬透性但提升效果不足；Mo質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.75%時(shí)，全部形成馬氏體組織的臨界冷卻速度為30 ℃/s，表明添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.75%的Mo 可顯著提升實(shí)驗(yàn)鋼淬透性效果，且與質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.75%鉻的提升效果相當(dāng)。由此表明，Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.25%增至0.75%時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的淬透性明顯提升，且提升效果強(qiáng)于Cr。

圖4 Mo含量與臨界冷卻速度關(guān)系曲線Fig.4 Relation curves between Mo content and critical cooling rate

圖5 為Mn，Cr，Ni，Co 合金元素2021 年9 月份的單價(jià)。從圖5 可見：Cr 價(jià)格為6.5 萬元/t；Mn 價(jià)格為3.0 萬元/t；Ni 價(jià)格為15.0 萬元/t；Mo 高達(dá)33.0 萬元/t，為Cr 的5 倍左右。根據(jù)圖2，4 可知：添加少量的Mo 就可明顯推遲鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變；添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.75%的Mo提升實(shí)驗(yàn)鋼淬透性的效果就可與添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.75%的Cr 相當(dāng)。綜合考量成本和淬透有效性，在C-Mn 成分的基礎(chǔ)上最宜添加Cr元素。

圖5 合金成本Fig.5 Alloy cost

2 實(shí)驗(yàn)

2.1 實(shí)驗(yàn)鋼的制備

根據(jù)上述分析設(shè)計(jì)新型熱沖壓成形鋼的化學(xué)成分，如表1。本課題組委托某鋼廠實(shí)驗(yàn)基地根據(jù)表1冶煉制備實(shí)驗(yàn)鋼20Mn2Cr 鑄坯[23]。鑄坯經(jīng)鍛造，再經(jīng)多道次熱軋至4 mm 厚，最后經(jīng)多道次冷軋至2 mm厚，用于后續(xù)實(shí)驗(yàn)。20Mn2Cr鋼的實(shí)際化學(xué)成分如表1。

表1 20Mn2Cr鋼的設(shè)計(jì)與實(shí)際化學(xué)成分Tab.1 Design and actual chemical composition of 20Mn2Cr steel

2.2 實(shí)驗(yàn)過程

采用線切割將實(shí)驗(yàn)鋼加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，用于模擬熱沖壓成形實(shí)驗(yàn)，試樣尺寸如圖6。熱沖壓成形的過程本質(zhì)是加熱和淬火過程，變形量較小，因此可用加熱淬火實(shí)驗(yàn)?zāi)M熱成形組織性能的變化。選取的加熱溫度為890，910，930，950 ℃，將箱式電阻爐加熱至所需溫度后放入拉伸試樣，待爐溫升至加熱溫度保溫10 min，將試樣從箱式電阻爐取出后立即水淬，模擬熱成形過程。為防止夾持時(shí)造成影響，取出時(shí)需夾持拉伸試樣一端。試樣經(jīng)拉伸試驗(yàn)機(jī)拉斷后取小樣鑲嵌、研磨、拋光，將拋光的試樣經(jīng)4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用OLYMPUS BX51金相顯微鏡觀察試樣組織。采用ZWICK-Roell(5 t)萬能試驗(yàn)機(jī)對試樣進(jìn)行拉伸操作，測試試樣力學(xué)性能，設(shè)定拉伸速度為2 mm/min。采用QUANTA450 場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察第二相粒子及試樣拉伸斷口形貌，用于分析試樣的斷裂方式。

圖6 標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣單位：mmFig.6 Standard tensile specimenUnit:mm

3 結(jié)果與討論

3.1 熱沖壓成形溫度對20Mn2Cr鋼力學(xué)性能的影響

890，910，930，950 ℃溫度下20Mn2Cr 鋼的力學(xué)性能如圖7。由圖7 可知：熱沖壓成形過程中，隨溫度升高，20Mn2Cr 鋼的抗拉強(qiáng)度有一定程度的降低，但均在1 500 MPa 以上，強(qiáng)度與22MnB5 相當(dāng)；隨溫度升高，20Mn2Cr鋼的延伸率略有下降，890 ℃時(shí)延伸率最高約12%，但不同熱成形溫度下20Mn2Cr的塑性伸長率均大于7%；隨溫度升高，20Mn2Cr鋼強(qiáng)塑積逐漸下降，890 ℃熱成形時(shí)的強(qiáng)塑積最高，達(dá)19 GPa·%，吸收碰撞沖擊能的效果較好，而不同熱成形溫度下20Mn2Cr鋼的強(qiáng)塑積均高于10 GPa·%。綜上表明，設(shè)計(jì)的20Mn2Cr鋼綜合力學(xué)性能優(yōu)異，相對其他熱成形溫度，20Mn2Cr 鋼在890 ℃熱成形性能最優(yōu)，抗拉強(qiáng)度達(dá)1 600 MPa、延伸率達(dá)12%(A20)、強(qiáng)塑積達(dá)19 GPa·%。

圖7 不同熱成形溫度下20Mn2Cr鋼的力學(xué)性能Fig.7 Mechanical property of 20Mn2Cr steel at different hot forming temperatures

3.2 20Mn2Cr熱成形鋼的金相組織

20Mn2Cr鋼的金相組織如圖8。

圖8 不同熱成形溫度下20Mn2Cr鋼的顯微組織Fig.8 Microstructure of 20Mn2Cr steel at different hot forming temperatures

由圖8 可看出：20Mn2Cr 鋼在不同熱成形溫度下的顯微組織均為板條馬氏體，890 ℃時(shí)為細(xì)小的板條馬氏體；隨熱成形溫度的升高，20Mn2Cr鋼的顯微組織逐漸長大，當(dāng)熱成形溫度達(dá)930 ℃時(shí)，板條馬氏體明顯長大。根據(jù)文獻(xiàn)[24]可知，位錯型亞結(jié)構(gòu)的板條馬氏體具有高位錯密度，可提高20Mn2Cr 鋼的變形抗力，且板條馬氏體具有一定的塑性。20Mn2Cr鋼借助基體的組織細(xì)化以及第二相粒子的彌散分布使材料具有超高的強(qiáng)韌性，故890 ℃熱成形時(shí)20Mn2Cr 鋼具有優(yōu)良的力學(xué)性能。890 ℃及以上溫度保溫10 min，能夠保證基體組織完全奧氏體化，淬火時(shí)發(fā)生相轉(zhuǎn)變，奧氏體會形成馬氏體組織；Cr 是強(qiáng)碳化物形成元素，能與碳結(jié)合生成第二相粒子，具有第二相強(qiáng)化的作用[25]，890 ℃保溫10 min后部分碳化物粒子溶解于基體中。因此C，Cr合金元素在淬火時(shí)會固溶到基體中，協(xié)同提升材料的淬透性[26]。根據(jù)20Mn2Cr 鋼的實(shí)際CCT 曲線，冷卻速度在10 ℃/s 以上就可全部形成馬氏體組織[27]，淬透性明顯優(yōu)于22MnB5鋼。

3.3 20Mn2Cr熱成形鋼的脫碳層

將20Mn2Cr 和22MnB5 鋼的試樣分別在箱式電阻爐中保溫10 min 后水淬，對比890，930 ℃模擬熱成形時(shí)20Mn2Cr和22MnB5鋼的脫碳情況，930 ℃熱成形時(shí)兩種鋼的脫碳層如圖9。

圖9 熱成形后20Mn2Cr和22MnB5鋼的表面形貌Fig.9 Surface morphology of 20Mn2Cr and 22MnB5 steel after hot forming

從圖9 可知：20Mn2Cr 鋼幾乎不發(fā)生脫碳；22MnB5 鋼脫碳較嚴(yán)重，脫碳層深度約30 μm，脫碳層處金相組織中的碳化物明顯較少。實(shí)驗(yàn)過程中發(fā)現(xiàn)，溫度越高，22MnB5 鋼越易發(fā)生氧化脫碳，890 ℃熱成形時(shí)22MnB5鋼脫碳有所減弱。根據(jù)鋼的化學(xué)組成成分可知：20Mn2Cr鋼中Mn，Cr含量較高，這有利于提升材料的淬透性，同時(shí)因Cr與O 的親和能力較強(qiáng)，還可提升材料的高溫抗氧化脫碳能力；鋼中碳含量愈高愈易發(fā)生脫碳，Cr 能夠形成第二相粒子，有利于降低基體中的碳含量，提升材料的抗氧化脫碳能力。22MnB5 鋼中未添加Cr元素，其高溫抗氧化能力不足，通常需在熱成形前鍍層處理以防止熱成形過程中氧化脫碳，或熱成形之后進(jìn)行噴丸處理去除脫碳層。

3.4 20Mn2Cr熱成形鋼的掃描圖像

20Mn2Cr鋼在890 ℃模擬熱成形后具有優(yōu)良的力學(xué)性能，其微觀組織及拉伸斷口形貌如圖10。

圖10 20Mn2Cr鋼890 ℃熱成形后組織、斷口及第二相粒子Fig.10 Microstructure,fracture and the second phase particles of 20Mn2Cr steel after hot forming at 890 ℃

由圖10可看出：890 ℃時(shí)，20Mn2Cr鋼為明顯的板條馬氏體組織，馬氏體板條寬度較小，在1 μm 的量級，相對于針狀馬氏體，塑性較好[20]；890 ℃時(shí)，20Mn2Cr鋼斷口形貌為韌窩狀，韌窩尺寸較大較深，吸收沖擊的能力強(qiáng)，且少數(shù)韌窩中存在第二相粒子，其斷裂方式為韌性斷裂，表明20Mn2Cr 鋼具有良好的塑性、較高的延伸率；20Mn2Cr鋼存在較多的球狀第二相碳化物粒子，主要元素成分為Fe及C，且多為球狀滲碳體粒子。

4 結(jié)論

利用材料學(xué)軟件JMatPro模擬分析不同合金元素對基體顯微組織臨界冷卻速度的影響，設(shè)計(jì)一種新型熱成形鋼20Mn2Cr，研究不同熱沖壓成形溫度下20Mn2Cr鋼的力學(xué)性能，所得主要結(jié)論如下：

1)設(shè)計(jì)的20Mn2Cr鋼合金成分以鐵為基體、碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.20%、Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.50%、Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.00%，其可滿足熱沖壓成形的淬透性要求；

2) 20Mn2Cr 鋼經(jīng)890 ℃熱成形時(shí)，力學(xué)性能最好，抗拉強(qiáng)度為1 600 MPa、延伸率為12%、強(qiáng)塑積達(dá)19 GPa·%，其強(qiáng)塑積優(yōu)于熱成形鋼22MnB5；

3)20Mn2Cr鋼由于添加Cr合金元素，在930 ℃相同熱成形條件下其抗氧化脫碳能力優(yōu)于22MnB5；

4)20Mn2Cr鋼的斷口形貌為韌窩，斷裂方式為塑性斷裂，部分韌窩內(nèi)存在第二相碳化物粒子，碳化物粒子為球狀滲碳體。