耿志宇 張宇 薛晗 王靜靜 周天鵬 劉旭明

（鞍鋼集團(tuán)北京研究院鋼鐵研究分院，北京 102211）

1 前言

熱成形鋼的應(yīng)用是汽車實(shí)現(xiàn)輕量化和安全化的有效手段。目前應(yīng)用量最大的熱成形鋼為1 500 MPa 熱成形鋼，但是隨著越來越迫切的輕量化和安全需求，更高強(qiáng)度的熱成形鋼的需求越來越大。隨著熱成形鋼的強(qiáng)度提升，塑性、韌性降低和延遲斷裂敏感性高的問題越來越突出，成為制約超高強(qiáng)熱成形鋼應(yīng)用的主要問題。有文獻(xiàn)報(bào)道，細(xì)化晶粒和引入第二相可以有效解決以上問題，Nb 和Ti 的復(fù)合添加可以得到20～50 nm 的碳化物，并且顯著提高抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和沖擊韌性[1-2]；Nb 的添加能夠顯著提高熱成形鋼的冷彎角和抗延遲斷裂能力[3]；Nb 和Mo 的復(fù)合添加可以顯著提高熱成形鋼的冷彎角，強(qiáng)化晶界，提高抗延遲斷裂能力[4-5]。Thermo-Calc 是一款商業(yè)熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算軟件，常被用來進(jìn)行材料的成分設(shè)計(jì)、相變計(jì)算、元素?cái)U(kuò)散模擬、析出相的長大行為計(jì)算以及對(duì)熱處理工藝進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)等[6-9]。本文利用Thermo-Calc 軟件，通過熱力學(xué)計(jì)算結(jié)合經(jīng)驗(yàn)的方式設(shè)計(jì)了Nb 微合金化1 800 MPa 熱成形鋼的成分，并計(jì)算其平衡相圖，得到主要相變點(diǎn)、主要析出相以及主要析出相的析出溫度、析出量等基礎(chǔ)數(shù)據(jù)，為制定熱加工工藝和熱處理工藝提供依據(jù)。對(duì)熱成形鋼淬火后的性能與組織進(jìn)行了檢測(cè)和表征，對(duì)淬火后的延遲斷裂敏感性進(jìn)行了檢測(cè)，為熱成形鋼的應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支持。

2 熱成形鋼的成分設(shè)計(jì)與熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算

在1 500 MPa 級(jí)別熱成形鋼22MnB5 的成分基礎(chǔ)上，適當(dāng)提高碳含量，同時(shí)添加微合金化元素Nb。根據(jù)材料基因工程的思路，在成分設(shè)計(jì)階段，Nb 質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化范圍為0.01%～0.1%，Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化范圍為0.01%～0.05%，設(shè)計(jì)的成分見表1。

表1 1 800 MPa熱成形鋼的成分設(shè)計(jì)范圍（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

利用Thermo-Calc 熱力學(xué)計(jì)算軟件對(duì)試驗(yàn)鋼Nb 和Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化對(duì)碳化物析出相的影響規(guī)律進(jìn)行計(jì)算，使用的軟件版本為Thermo-Calc 2020b，數(shù)據(jù)庫為TCFE10 和MOBFE5。Nb 質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化對(duì)Nb 的碳化物析出溫度和析出量的影響如圖1 所示。由圖1 可知，隨著Nb 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的升高，Nb 的碳化物析出溫度由約1 200 ℃升高至約1 400 ℃，析出的量由約0.3 g 升高至約1.7 g?？梢奛b 和C 的結(jié)合力很強(qiáng)。同時(shí)，Nb 的碳化物都在熱軋階段析出，因此可以推測(cè)Nb 的添加可以通過熱軋階段析出碳化物達(dá)到細(xì)化奧氏體晶粒的目的。根據(jù)報(bào)道[10]，少量的Nb（質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.03%）固溶于奧氏體基體或者形成碳化物就能強(qiáng)烈組織奧氏體再結(jié)晶，因此選擇Nb 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.04%進(jìn)行Ti的質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)算。

圖1 Nb含量對(duì)Nb的碳化物的析出影響規(guī)律

圖2 為Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)氮化硼（BN）析出的影響，可見，在Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.04%以下鋼中均會(huì)出現(xiàn)BN，由于熱成形鋼要避免BN 的出現(xiàn)，因此Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)應(yīng)不小于0.04%。圖3 為Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)Ti與B 的化合物析出的影響，可見，當(dāng)Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.05%時(shí)鋼中出現(xiàn)了Ti 與B 的化合物，由于熱成形鋼要保證B 固溶在奧氏體中，因此要避免Ti 與B 的化合物的存在。綜上，Ti 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.04%是合理的。

圖2 Ti含量對(duì)BN析出的影響規(guī)律

圖3 Ti含量對(duì)Ti與B的化合物析出的影響規(guī)律

按照上述成分設(shè)計(jì)理念冶煉后得到的1 800 MPa熱成形鋼設(shè)計(jì)與實(shí)測(cè)成分如表2 所示。

表2 1 800 MPa熱成形鋼設(shè)計(jì)成分與實(shí)測(cè)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

利用Thermo-Calc 軟件對(duì)表2 中的試驗(yàn)鋼的相圖進(jìn)行計(jì)算，如圖4 所示。利用DIL805A 熱膨脹儀對(duì)試驗(yàn)鋼實(shí)際相變點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，得到試驗(yàn)鋼熱膨脹曲線如圖5 所示。得知試驗(yàn)鋼Ac1溫度為738 ℃，Ac3溫度為800 ℃。

圖4 1 800 MPa熱成形鋼平衡相圖

圖5 熱膨脹曲線

從圖4 中還可見，材料冷卻至300 ℃的過程中，鋼中分別出現(xiàn)了TiNC 相、NbTiC 相、M23C6相、滲碳體相、奧氏體和鐵素體相等主要相。其中TiNC相的析出溫度約為1 460 ℃，如圖6 所示。Nb 的碳化物以NbTiC 的形式析出，析出溫度約為1 300 ℃，如圖7 所示。Nb 的碳化物在高溫析出，可以有效阻止加熱過程中奧氏體的晶粒長大，從而達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。NbTiC 相和TiNC 相隨著溫度的降低析出量逐漸增多。滲碳體的析出溫度約為728 ℃，且開始析出后隨著溫度的降低，析出量迅速增加，如圖8 所示。圖8 中還可以看到M23C6相的析出溫度約為890 ℃，溫度降低至728 ℃時(shí)消失。相比滲碳體相，M23C6相的析出量很少，可見M23C6相是過渡相，溫度降低至728 ℃以下后轉(zhuǎn)變?yōu)榱藵B碳體相。

圖6 TiNC相的析出溫度

圖7 NbTiC相的析出溫度

圖8 滲碳體相和M23C6相的析出溫度

Ti 會(huì)在高溫階段和N 結(jié)合成氮化物，且阻止晶粒長大。Nb 的碳氮化物通常會(huì)在熱變形過程中組織奧氏體再結(jié)晶從而達(dá)到細(xì)化晶粒的目的[11-12]。為了提高熱成形鋼淬透性，加入了微量的B 元素，因?yàn)锽 元素能夠極大提高淬透性。但是B 容易在高溫和N 形成BN，從而消耗掉B 元素，降低了奧氏體的淬透性。N 元素在鋼中是不可避免的，為了阻止BN 的析出，向鋼中加入與N 結(jié)合力更強(qiáng)的Ti，使Ti和N形成氮化物消耗掉N，使B固溶在鋼中。圖9為TiNC相中C、N、Ti元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨析出溫度的變化，可以發(fā)現(xiàn)隨著溫度降低，N 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸提高，鋼中N含量為40×10-6，即1 kg 鋼中含N 為0.04 g，由圖9可知，鋼中加入的Ti已經(jīng)把N完全消耗掉，避免了BN的形成。TiNC相中的主要元素為C、N和Ti，由圖9可知，Ti的質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)高于C和N，且隨著溫度降低，Ti的含量顯著增多，對(duì)比圖7可知，隨著溫度降低，TiNC 相逐漸增多，這是由于在溫度降低過程中Ti 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增多導(dǎo)致的。圖10 為TiNbC 相中的元素含量隨溫度的變化規(guī)律，隨著溫度降低，Ti 元素含量先增加，后逐漸減少，而C 元素含量逐漸增加，增加速度逐漸降低，Nb 元素含量先迅速增加，在溫度約800 ℃以下后幾乎不再增加。TiNbC相中Nb元素含量最高，遠(yuǎn)高于Ti和C。

圖9 TiNC相中各元素的含量

圖10 TiNbC相中各元素的含量

Nb 加入熱成形鋼中的作用是通過Nb 的碳化物在熱軋過程中析出，推遲奧氏體的再結(jié)晶，細(xì)化晶粒，從而提高熱成形鋼的韌性。碳化物的析出屬于擴(kuò)散型相變，其形核和長大的行為受熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)因素雙重作用影響的，因此在不同的溫度下，Nb 的碳化物要經(jīng)過不同的孕育期才能析出。利用Thermo-Calc 軟件中的Prisma 模塊計(jì)算了碳化鈮鈦（NbTiC）相的析出-溫度-時(shí)間曲線（Precipitating-Temperature-Time，PTT）如圖11 所示，可見NbTiC 相在不同溫度下的開始析出時(shí)間呈現(xiàn)“C”曲線特征，“C”曲線的“鼻尖”溫度為1 050～1 100 ℃，因此可以推斷，Nb 的碳化物在熱軋過程中析出，且在1 050～1 100 ℃溫度區(qū)間析出最快。Nb 微合金化1 800 MPa 熱成形鋼的熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算結(jié)果是制定熱加工工藝和熱處理工藝的重要依據(jù)。

圖11 NbTiC相的PTT曲線

Nb 的碳化物在不同溫度下的長大速率是不一樣的，圖12為NbTiC相在不同溫度下等溫時(shí)的長大行為，由計(jì)算結(jié)果可知，NbTiC相的尺寸隨著等溫溫度的升高和等溫時(shí)間延長逐漸長大，在1 200 ℃及以上溫度等溫時(shí)間達(dá)到300 s 時(shí)，尺寸長大的趨勢(shì)沒有停止，在1 250 ℃等溫300 s 時(shí)的尺寸達(dá)到130～140 nm。在等溫溫度1 150 ℃及以下時(shí)，NbTiC 相的尺寸達(dá)到一定值后不再隨等溫時(shí)間而增長，其中在1 150 ℃時(shí)，等溫約55 s 后碳化物的尺寸不再增長，最大尺寸約為20 nm，而1 100 ℃和1 050 ℃時(shí)等溫不超過10 s 碳化物的尺寸達(dá)到約5 nm 后就不再增長。掌握碳化物在不同等溫溫度下的長大行為對(duì)熱加工工藝的制定具有重要的參考意義，因?yàn)闉榱死肗b 的碳化物的析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化效果，通常需要得到盡可能細(xì)小的碳化物，從計(jì)算結(jié)果可知，在等溫溫度為1 150 ℃及以下時(shí)，碳化物的尺寸最大長大到20 nm，而這個(gè)溫度區(qū)間一般是熱軋工藝中的開軋溫度區(qū)間，因此對(duì)細(xì)化奧氏體晶粒十分有利。

圖12 NbTiC相的PTT曲線

3 熱成形鋼的力學(xué)性能與組織表征

將上述成分的熱成形鋼經(jīng)50 kg 真空爐冶煉、熱軋，最終冷軋至厚度為1.5 mm 后進(jìn)行淬火以模擬熱成形工藝，熱成形工藝參數(shù)為加熱溫度920 ℃、保溫時(shí)間5 min 水冷淬火。將淬火后的鋼板按照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》加工成拉伸試樣，試樣形狀為標(biāo)準(zhǔn)中P5 試樣，對(duì)拉伸試樣進(jìn)行拉伸以檢測(cè)力學(xué)性能。最后利用Zeiss G300 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡和牛津C-Swift EBSD 檢測(cè)淬火后的組織。三點(diǎn)彎曲性能的高低反應(yīng)了熱成形鋼的韌性，根據(jù)VDA 238-100 Plate Bending Test of Metallic Materials，評(píng)價(jià)熱成形鋼的三點(diǎn)彎曲性能。試驗(yàn)前試樣的表面經(jīng)磨削處理，去除氧化和脫碳層以提高試驗(yàn)的準(zhǔn)確性。

淬火后的力學(xué)性能如表3 所示，取3 個(gè)平行式樣以減小試驗(yàn)誤差。3 個(gè)試樣淬火后的抗拉強(qiáng)度均超過1 800 MPa，且伸長率均超過6%，具有良好的強(qiáng)塑性。

表3 淬火后的力學(xué)性能

三點(diǎn)彎曲的冷彎力-位移曲線如圖13 所示，冷彎角計(jì)算結(jié)果見表4。相同的試驗(yàn)條件下做了3 個(gè)平行試樣以減小試驗(yàn)誤差。結(jié)果表明，最小的冷彎角為53.2°，平均值為55.5°，具有良好的韌性[13]。

圖13 1 800 MPa冷彎力-位移曲線

表4 冷彎角計(jì)算結(jié)果

淬火后的組織電子背散射衍射（Electron Back Scattering Patterns，EBSD）如圖14 所示，圖14a 為圖像質(zhì)量圖，板條馬氏體的形貌清晰可見，圖14b 為取向分布圖，可以較明顯分辨出原奧氏體晶界和馬氏體塊（馬氏體板條束）的形貌，原奧氏體晶粒尺寸不超過15 μm，如圖中A 區(qū)域標(biāo)注[14-15]。板條馬氏體的精細(xì)結(jié)構(gòu)分為原奧氏體晶界、束（Packet）、塊（Block）和板條（Lath）。板條馬氏體相變遵循K-S 關(guān)系(111)γ//(011)α’[101]γ//[111]α，在K-S關(guān)系中，奧氏體的面心立方{111}晶面族最多有4個(gè)晶面，即K-S 關(guān)系中面心立方慣習(xí)面，而每個(gè)(111)面上的＜111＞馬氏體的體心立方晶向族最多有6 個(gè)，所以最終馬氏體晶粒間的取向最多有24種。而一個(gè)Packet 就是在一個(gè)原奧氏體面心立方(111)面上切變產(chǎn)生的馬氏體Lath 的集合，而一個(gè)Block 就是具有在一個(gè)體心立方晶向的馬氏體Lath的集合。從取向分布圖可見部分馬氏體Block 貫穿整個(gè)奧氏體晶粒，Block的寬度最大約為5 μm，如圖14b 中B 箭頭標(biāo)注。大部分Block 寬度小于5 μm，如圖15 中的透射電子顯微鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）圖。另外，還存在很多更加細(xì)小的馬氏體Block，這可能是因?yàn)榻鹣嗾掌荒苡^察一個(gè)平面，而馬氏體Block的取向在三維空間分布在三維空間各個(gè)方向，如果Block的方向和金相觀察面垂直或者近似垂直的話，那么金相圖片上觀察到的就是細(xì)小的顆粒狀，如圖14b 中箭頭C 標(biāo)注[16-17]。

圖14 淬火后組織的EBSD圖

圖15 淬火后組織的TEM圖

圖16 為EBSD 的晶界分布圖，其中圖16a 為所有大于40°的晶界，圖16b 為30～40°的晶界，可見只有少量晶界的取向差處于30～40°。圖16c 為20～30°的晶界，可見20～30°的晶界數(shù)量同樣較少。圖16d 為10～20°的晶界，可見10～20°晶界的數(shù)量較20～40°晶界數(shù)量有所增多。圖16e 為2～10°晶界，可見2～10°晶界分布于大于10°晶界之間，沒有形成完整的晶粒。如前所述，滿足K-S 關(guān)系的馬氏體晶粒取向可能有24 種，經(jīng)計(jì)算，這24種取向之間可能存在10 個(gè)取向偏差角，分別為10.53°、14.88°、20.61°、21.06°、47.11°、49.47°、50.51°、51.73°、57.21°和60.00°，即Block 之間的取向差。結(jié)合圖16 可見，10°以上取向差的Block 構(gòu)成了熱成形鋼馬氏體的形貌，其中Block 之間的取向差大部分大于40°。根據(jù)圖14～圖16 可知，細(xì)小的奧氏體晶粒和馬氏體Block 是此1 800 MPa 熱成形鋼具有高強(qiáng)度高塑性的主要原因[17-18]。

圖16 馬氏體晶界分布

4 熱成形鋼的延遲斷裂敏感性

熱成形鋼在生產(chǎn)制造過程中的如鑄造、焊接、酸洗、涂鍍等環(huán)節(jié)均有可能導(dǎo)致氫原子進(jìn)入基體，從而產(chǎn)生氫脆問題，即延遲斷裂[19]。延遲斷裂敏感性的評(píng)價(jià)方法有很多種，本次試驗(yàn)采用電化學(xué)充氫后慢應(yīng)變速率拉伸（Slow Strain Rate Testing，SSRT）和升溫?zé)崦摳椒治觯═hermal Desorption Spectrum，TDS）檢測(cè)氫含量的方法進(jìn)行延遲斷裂敏感性檢測(cè)，試驗(yàn)方案如下：分別準(zhǔn)備不充氫氣慢拉伸試樣和充氫慢拉伸試樣，試樣尺寸如圖17 所示。加工完成的試樣經(jīng)1200#的砂紙打磨拋光，確保表面和邊緣沒有可能影響試驗(yàn)結(jié)果的劃痕和毛刺。對(duì)于不充氫試樣，使用10 mm 引伸計(jì)測(cè)量應(yīng)變。拉伸選擇位移控制，位移速度選擇0.000 36 mm/s，記錄拉伸過程中的力和位移數(shù)據(jù)。對(duì)于充氫試樣，在拉伸前要進(jìn)行充氫處理，每個(gè)充氫條件下采用2根試樣，一個(gè)充氫后進(jìn)行慢拉伸，另一個(gè)測(cè)定其氫含量。充氫使用電化學(xué)工作站，采用電流模式，電流為-0.000 1 A（-0.1 mA），充氫時(shí)間為1～3 h。電解液為97 mL 的去離子水+3 g NaCl+0.3 g 硫氰酸銨（NH4SCN），充分?jǐn)嚢枋蛊淙咳芙?。測(cè)定氫含量使用的設(shè)備為Bruker TDS G4 Phoenix，使用的測(cè)定參數(shù)是升溫起始溫度30～650 ℃，升溫速度0.3 ℃/s。制作好的慢拉伸試樣如圖18。

圖17 慢拉伸試樣示意

圖18 慢拉伸試樣

不同充氫時(shí)間下的慢拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖19所示，未充氫時(shí)抗拉強(qiáng)度高于1 800 MPa，充氫1 h 后抗拉強(qiáng)度下降約100 MPa，下降約6%。充氫2 h 后的抗拉強(qiáng)度為1 754 MPa，與充氫1 h 后基本一致。充氫3 h 后抗拉強(qiáng)度為1 555 MPa，下降17%。TDS的檢測(cè)結(jié)果在圖19e 中標(biāo)注，可見，充氫1～3 h 時(shí)鋼中的氫濃度分別是0.6×10-6、0.75×10-6和1.05×10-6，說明在鋼中的氫含量不超過0.75×10-6時(shí)，應(yīng)力下降很小，但是伸長率下降約50%。鋼中的氫含量超過0.75×10-6時(shí)，抗拉強(qiáng)度和伸長率均明顯降低。據(jù)報(bào)道，在工業(yè)生產(chǎn)的熱成形鋼中，氫含量為0.3×10-6～0.8×10-6時(shí)會(huì)發(fā)生氫脆現(xiàn)象[20]，而本文的熱成形鋼在本次試驗(yàn)條件下，鋼中的氫含量在0.75×10-6時(shí)的強(qiáng)度下降僅為6.3%，因此具有較低的延遲斷裂敏感性。

圖19 1 800 MPa熱成形鋼不同充氫時(shí)間下的力學(xué)性能

5 結(jié)束語

Nb 和Ti 含量的變化影響1 800 MPa 熱成形鋼中析出相的溫度和種類變化。隨著Nb 含量的升高，Nb 的碳化物的析出溫度從約1 200 ℃升高到約1 400 ℃。Ti 質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.04%的鋼中會(huì)出現(xiàn)BN，Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.05%時(shí)鋼中出現(xiàn)了Ti和B的化合物，在本文所述的條件下，最終選定了1 800 MPa熱成形鋼的成分中Nb 和Ti 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均為0.04%。

由液態(tài)冷卻至3 00 ℃的過程中，鋼中分別出現(xiàn)了TiNC 相、NbTiC 相、M23C6 相、滲碳體相以及奧氏體和鐵素體相。其中Ac1溫度為738 ℃，Ac3溫度為800 ℃，TiNC 相的析出溫度約為1 460 ℃，NbTiC 的析出溫度約為1 300 ℃。M23C6 相的析出溫度約為890 ℃，M23C6 相是過渡相，溫度降低至728 ℃以下后轉(zhuǎn)變?yōu)榱藵B碳體相。滲碳體的析出溫度約為728 ℃，析出后隨著溫度的降低析出量迅速增加。

計(jì)算結(jié)果表明，NbTiC 相的析出PTT 曲線“鼻尖”溫度在1 050～1 100 ℃，在1 200 ℃及以上溫度300 s 時(shí)間等溫時(shí)尺寸可以達(dá)到130～140 nm，在1 200 ℃以下等溫時(shí)溫度越低，碳化物長大越緩慢，在1 050 ℃等溫時(shí)尺寸長大到約5 nm 后就不再增長。

1 800 MPa 熱成形鋼在強(qiáng)度達(dá)到1 800 MPa 的同時(shí)，塑性達(dá)到了7%，代表韌性的冷彎角達(dá)到53.2°以上，板條馬氏體Block 之間的取向差大部分大于40°，具有良好的強(qiáng)塑性和韌性匹配。在設(shè)定的電化學(xué)充氫和慢拉伸的條件下，鋼中氫濃度0.75×10-6及以下時(shí)，抗拉強(qiáng)度的損失率低于6.3%，具有較低的延遲斷裂敏感性。