22MnB5鋼熱變形誘發(fā)相變及其對(duì)組織性能的影響

閔永安，趙潔璠，林建平，閔峻英（.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海0007；.同濟(jì)大學(xué)機(jī)械與能源工程學(xué)院，上海0804）

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22MnB5鋼熱變形誘發(fā)相變及其對(duì)組織性能的影響

閔永安1，趙潔璠1，林建平2，閔峻英2
（1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海200072；2.同濟(jì)大學(xué)機(jī)械與能源工程學(xué)院，上海201804）

利用Gleeble 3500熱力試驗(yàn)機(jī)對(duì)22MnB5鋼板在溫度900～600℃、應(yīng)變速率0.01～0.40s－1條件下進(jìn)行熱拉伸，研究變形過程中的應(yīng)力應(yīng)變行為，并結(jié)合光鏡、掃描電鏡、X射線衍射儀和硬度測(cè)試儀分析試樣的微觀組織，探究熱變形對(duì)相變的影響.結(jié)果表明：當(dāng)溫度為800℃，應(yīng)變速率達(dá)到0.10s－1后，變形將誘發(fā)鐵素體相變；在700℃下熱變形促進(jìn)鐵素體相變；在600℃下熱變形將誘發(fā)貝氏體相變.在800～600℃熱變形過程中，由于形變應(yīng)變誘發(fā)或促進(jìn)了奧氏體轉(zhuǎn)變，22MnB5鋼的變形抗力降低、延性提高，從而改善了成型性能；相應(yīng)沖壓件的強(qiáng)度在900～1 000MPa.

硼鋼；熱變形；相變；變形溫度；應(yīng)變速率

汽車輕量化是實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排的有效途徑，高強(qiáng)度鋼板因其兼顧輕量化與安全性，在汽車行業(yè)得到日益廣泛的應(yīng)用［1－2］.按成形溫度和工藝特點(diǎn)，高強(qiáng)度汽車鋼板可分為冷成形鋼與熱成形鋼.其中冷成形高強(qiáng)鋼包括雙相鋼、相變誘發(fā)塑性（TRIP）鋼、馬氏體鋼等，這類鋼在成形過程中變形抗力大，對(duì)設(shè)備要求高，且零件從模具中取出后，回彈現(xiàn)象嚴(yán)重，容易出現(xiàn)較大的扭曲、翹曲［3］.而熱成形鋼板由于是在高溫下成形，具有易成形、尺寸穩(wěn)定等優(yōu)點(diǎn)［4－5］.

熱成形工藝主要流程是將退火態(tài)的硼鋼板加熱至900℃附近，保溫適當(dāng)時(shí)間完全奧氏體化后，移入帶有冷卻系統(tǒng)的模具中進(jìn)行沖壓成型，并快速冷卻使鋼板發(fā)生馬氏體相變，同時(shí)實(shí)現(xiàn)控形和控性目的，最終可獲得抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 500 MPa的沖壓件［6］.熱沖壓制成的零件強(qiáng)度高、尺寸精度高、碰撞性能好［7－8］.

在奧氏體區(qū)變形并快速冷卻獲得馬氏體組織的熱成型工藝技術(shù)已得到廣泛研究［9－10］.近年來，力學(xué)性能梯度沖壓件成為熱成形技術(shù)領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)［11－12］.例如，轎車B柱中部需要足夠的強(qiáng)度使得汽車在承受沖擊時(shí)能保證車體完整性，而兩端則需要較好的延展性以吸收能量，降低碰撞對(duì)乘員造成的危害.為實(shí)現(xiàn)力學(xué)性能的梯度化，在熱成形過程中，這類沖壓件不同部位需采用不同的工藝參數(shù)以達(dá)到組織性能的有效控制.本文通過試驗(yàn)研究硼鋼板在奧氏體-鐵素體兩相區(qū)的熱變形行為，探究工藝過程中的相變和組織特征，深入分析變形對(duì)相變的影響，為力學(xué)性能梯度沖壓件的工藝制定提供技術(shù)依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用22MnB5鋼板的化學(xué)成分如表1所示，將1.6 mm厚的鋼板加工成如圖1所示的拉伸試樣.

表1 試驗(yàn)用22MnB5鋼的化學(xué)成分Tab.1_Chemical composition of 22MnB5steel %

圖1 硼鋼板拉伸試樣尺寸（單位：mm）Fig.1 Dimensions of tensile specimen（unit：mm）

根據(jù)Fan等的研究［13］，900、800℃下22MnB5鋼處于單相奧氏體狀態(tài)，700、600℃則處于奧氏體-鐵素體兩相區(qū).據(jù)此設(shè)計(jì)試驗(yàn)方案如下：

在Gleeble 3500熱力試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，模擬22MnB5鋼熱成形過程.試驗(yàn)過程中，記錄試樣溫度、應(yīng)力以及位移等參數(shù)的變化，以研究其應(yīng)力應(yīng)變行為和相變過程特點(diǎn).

試樣共分4組，每組3根試樣.1組試樣以15 ℃·s－1的速率加熱到900℃、保溫5min完全奧氏體化后，分別以0.01、0.10、0.40s－1的應(yīng)變速率拉伸至斷裂，斷裂后噴氮?dú)饪焖倮鋮s至200℃以下.

其余3組試樣以15℃·s－1的速率加熱到900℃保溫5min，隨后分別以35℃·s－1的速率快冷至800、700、600℃，每組試樣再以上述0.01、0.10、0.40s－13種速率拉伸至斷裂，然后噴氮?dú)饪焖倮渲?00℃以下.

拉伸結(jié)束后，在試樣斷口附近取樣制成金相試樣，在金相顯微鏡下比較不同試樣的縱向組織形態(tài)，用ZEISS SUPRA 40掃描顯微鏡（SEM）觀察精細(xì)結(jié)構(gòu)；在HXD-1000TC顯微硬度測(cè)試儀上測(cè)試硬度，每個(gè)試樣測(cè)8次取均值；用X-350A型X射線應(yīng)力儀測(cè)定試樣的殘余奧氏體含量，并對(duì)比α’相（220）晶面衍射峰.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 高溫應(yīng)力應(yīng)變行為

22MnB5試樣在900℃、不同應(yīng)變速率下拉伸的應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2a所示.圖中可見，應(yīng)變?cè)黾?，?yīng)力也增大，直至試樣發(fā)生頸縮斷裂.0.01、0.10和0.40s－13種應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)的最大應(yīng)力分別是125、190和200MPa，對(duì)應(yīng)的最大應(yīng)變分別是0.50、0.62 和0.76.可見，最大應(yīng)力和最大應(yīng)變均隨應(yīng)變速率增加而增大.最大應(yīng)力代表試樣在變形過程中的加工硬化程度，越高則硬化率越高.最大應(yīng)變即延伸率，其越高說明拉伸過程中試樣表現(xiàn)出的塑性越好.

在600℃拉伸變形過程中，最大應(yīng)力和最大應(yīng)變也隨拉伸速率增加而增大，如圖2d所示.而在800℃和700℃則有所不同，800℃、0.10s－1變形過程中的最大應(yīng)力最低，700℃、0.10s－1變形過程中的最大應(yīng)變最高，如圖2b和c所示.拉伸速率相同的情況下，800℃和700℃的最大應(yīng)變普遍大于600℃和900℃，而800℃變形的最大應(yīng)變完全高于900℃，如圖3b所示.

圖2 不同工藝下的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.2 Stress－strain curves of different processes

2.2 組織

各工藝獲得的組織中900℃變形所得的均為板條馬氏體（M），與800℃、0.01s－1變形后的組織相同，如圖4a所示.當(dāng)變形溫度為800℃，應(yīng)變速率為0.10s－1時(shí)，組織中除馬氏體外還有少量鐵素體（F），如圖4b所示.800℃、0.40s－1的速率變形后得到鐵素體、貝氏體（B）和殘余奧氏體（RA）構(gòu)成的混合組織.800℃時(shí)，隨著應(yīng)變速率增大，組織越為細(xì)小.變形溫度為700℃和600℃時(shí)，均獲得鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體的混合組織，這些組織都有不同程度的變形跡象，其中貝氏體和殘余奧氏體沿著拉伸方向延長(zhǎng)，分布在鐵素體基體上，如圖4d～i所示.

圖3 變形溫度和拉伸速率對(duì)變形過程中最大應(yīng)力和最大應(yīng)變的影響Fig.3 Effect of deformation temperature and strain rate on maximum stress and maximum strain

圖4 不同試樣的光鏡組織Fig.4 Microstructures of specimens under different conditions

X射線測(cè)得800、700和600℃變形試樣的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)如表2所示.溫度為800℃，0.01、 0.10s－1變形后未檢測(cè)到殘余奧氏體，而0.40s－1變形試樣中殘余奧氏體最多，為21.6%；700℃和600℃的試樣中殘余奧氏體均隨應(yīng)變速率增加而增多，體積分?jǐn)?shù)在9%～20%之間.

表2 不同試樣的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)Tab.2 Retained austenite volume percent of specimens under different conditions

2.3 硬度

上述800℃、0.01s－1變形后的試樣硬度為490 HV；0.10s－1對(duì)應(yīng)的硬度稍降，為473HV；而0.40 s－1變形后試樣硬度降至307HV.可見在800℃溫度下變形，應(yīng)變速率不同，硬度相差很大.700℃和600℃變形后試樣的硬度都在（270±20）HV范圍內(nèi)，溫度和變形速率對(duì)硬度影響不明顯.在700℃變形，0.01、0.10和0.40s－1應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)試樣的硬度分別為284、265和274HV，硬度隨拉伸速率先降后升.600℃3種速率對(duì)應(yīng)試樣的硬度分別為254、282、286HV，硬度隨拉伸速率增加而增大，如圖5所示.900℃變形的試樣均為全馬氏體組織，硬度約為510 HV，不作比較.

圖5 800～600℃變形后試樣的硬度Fig.5 Hardness of specimens deformation at 800～600℃

3 討論

3.1 組織特征

22MnB5鋼在800～600℃變形后的X射線衍射峰如圖6所示，圖中α’（鐵素體-貝氏體-馬氏體）的（220）晶面和奧氏體（311）晶面對(duì)應(yīng)的衍射峰分別在156°和128°附近.900℃下變形速率對(duì)組織影響不大，X射線衍射峰均與800℃、0.01s－1相似，故僅就800～600℃的變形溫度展開討論.

圖6 800～600℃不同工藝試樣的衍射峰Fig.6 Diffraction peaks of specimens processing at 800～600℃

800 ℃變形，應(yīng)變速率0.01s－1和0.10s－1相比于0.40s－1的試樣，α’（220）衍射峰寬化，半高寬（FWHM）約為4°，γ（311）峰不明顯，如圖6a所示.由于馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，間隙碳原子使點(diǎn)陣產(chǎn)生非對(duì)稱畸變，這種非對(duì)稱畸變中心（碳原子）的非均勻應(yīng)力場(chǎng)會(huì)與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，因而強(qiáng)烈阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得位錯(cuò)密度增加，導(dǎo)致X射線衍射強(qiáng)度降低、衍射譜線寬化［14］.而貝氏體和鐵素體的碳原子飽和程度較低，故FWHM較小.0.40s－1對(duì)應(yīng)的衍射峰明顯細(xì)高，結(jié)合其硬度，表明試樣組織主要為非馬氏體相.

700 ℃和600℃變形各試樣的貝氏體-鐵素體峰和奧氏體峰都十分明顯，且奧氏體峰隨著應(yīng)變速率增大而增高.圖6b中，相比于800、600℃，700℃、0.10s－1拉伸試樣對(duì)應(yīng)的鐵素體峰最高，半高寬最小，表明鐵素體含量最多，故其硬度最低；而另2個(gè)冷速的FWHM稍大，說明產(chǎn)生了較多貝氏體.600℃試樣的衍射峰如圖6c所示，相比于800、700℃，600℃、0.01s－1試樣的鐵素體峰最高，F(xiàn)WHM最低，鐵素體含量最多；0.10s－1與0.40s－1對(duì)應(yīng)的衍射峰較寬，貝氏體含量也相近.總體來看，在700℃和600℃變形的試樣組織相近，所以硬度接近.

掃描電鏡下觀察上述試樣的精細(xì)組織，800℃、0.10s－1試樣的組織主要為板條馬氏體，馬氏體塊邊界處有少量鐵素體，由于易腐蝕所以下凹，如圖7a所示.其他鐵素體-貝氏體-殘余奧氏體試樣的精細(xì)組織相似：短棒狀、顆粒狀殘余奧氏體不均勻分布在下凹的鐵素體基體上，基體上凸起的大塊組織為貝氏體，700℃、0.10s－1，700℃、0.40s－1變形試樣分別如7b和c所示，可見0.40s－1對(duì)應(yīng)組織中貝氏體更多.高倍下，鐵素體邊界清晰可見.由于變形促進(jìn)鐵素體／貝氏體相變，碳原子向相鄰的奧氏體擴(kuò)散，使奧氏體穩(wěn)定化，冷卻時(shí)不發(fā)生相變，最后呈粒狀在晶界殘留下來［15］.

3.2 相變與應(yīng)力應(yīng)變行為

金屬高溫變形時(shí)，應(yīng)變速率越大，動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等軟化過程的時(shí)間越短、程度越低，加工硬化率越高，最大應(yīng)力越大.同時(shí)，應(yīng)變速率越大，單位時(shí)間內(nèi)的變形儲(chǔ)存能也增加，驅(qū)動(dòng)力增大，再結(jié)晶晶粒越細(xì)小，塑性越好，最大應(yīng)變也增大［16］.此外，溫度降低，最大應(yīng)力增加而最大應(yīng)變降低.但試驗(yàn)結(jié)果卻顯示22MnB5鋼熱變形應(yīng)力應(yīng)變行為并不完全符合上述規(guī)律.

圖7 熱變形試樣的典型SEM組織Fig.7 Microstructures of specimens processing underdifferent conditions by SEM

700 ℃處于奧氏體-鐵素體兩相區(qū)，應(yīng)變累積促進(jìn)奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體［17］.應(yīng)變速率為0.01s－1時(shí)，變形時(shí)間長(zhǎng)（約60s），有足夠的時(shí)間回復(fù)，位錯(cuò)密度降低，導(dǎo)致形變畸變能降低，所以驅(qū)動(dòng)力較小，鐵素體析出并不多.以高速0.40s－1變形，時(shí)間短（約1.75s），碳原子擴(kuò)散范圍有限，鐵素體相變不能充分進(jìn)行，析出也不多.相比之下，0.10s－1速率變形既積累了一定的畸變能，相變時(shí)間（約8s）也較充裕，因此獲得鐵素體最多，故試樣在熱變形時(shí)表現(xiàn)出的塑性最好，延伸率最大.

溫度為600℃時(shí)仍處于鋼的兩相區(qū)，而實(shí)際上硬度是隨應(yīng)變速率增高而增大的.因?yàn)?00℃接近貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，變形不僅促進(jìn)鐵素體轉(zhuǎn)變，應(yīng)變還轉(zhuǎn)而開始誘發(fā)貝氏體相變［18－19］，但由于誘發(fā)程度較低，對(duì)應(yīng)力應(yīng)變行為影響不明顯.

總的來說，在800～600℃變形將誘發(fā)或促進(jìn)

在800℃變形條件下，0.10s－1對(duì)應(yīng)試樣的加工硬化率最低.這是因?yàn)閼?yīng)變積累到一定程度，誘發(fā)了鐵素體相變，相變的膨脹效應(yīng)造成了應(yīng)力松弛.而應(yīng)變速率為0.40s－1時(shí)，鐵素體相變的驅(qū)動(dòng)力更大，故鐵素體更多，由于此時(shí)應(yīng)變引起的加工硬化占主導(dǎo)作用，最大應(yīng)力仍然最高.但是800℃變形的試樣延伸率均高于900℃，因此誘發(fā)的相變改善了試樣的延性.22MnB5鋼的鐵素體和貝氏體相變，這些相變轉(zhuǎn)而改變了組織的應(yīng)力狀態(tài)以及塑性行為.

3.3 工藝性能

前文已述及，熱變形行為對(duì)22MnB5鋼的相變影響很大，變形過程中鋼的塑性得到不同程度的改善.在800℃下成形，以0.01～0.10s－1變形得到傳統(tǒng)的馬氏體組織，0.40s－1變形后獲得鐵素體＋貝氏體＋殘余奧氏體組織，硬度約為307HV.該溫度下延伸率最高，成形性最好，

在700℃變形促進(jìn)鐵素體相變，成形性能良好，其中以0.10s－1為甚.組織由鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組成，硬度在260～300HV范圍內(nèi)，根據(jù)文獻(xiàn)［20］研究推測(cè)其抗拉強(qiáng)度約為900～1 000MPa.變形溫度為600℃時(shí)，最終組織與700℃相似，但是變形抗力高且延伸率較低.

故在800～700℃熱成形的22MnB5零件將具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)良的韌性，并且成形性能好.含殘余奧氏體的22MnB5鋼在服役承載時(shí)可產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，提高鋼的吸震性能［21］.

4 結(jié)論

（1）22MnB5鋼在800℃熱變形、應(yīng)變速率達(dá)到0.10s－1時(shí)將誘發(fā)鐵素體相變；700℃熱變形促進(jìn)鐵素體相變；600℃熱變形促進(jìn)鐵素體相變并可能誘發(fā)貝氏體相變.由于誘發(fā)／促進(jìn)鐵素體相變，22MnB5鋼顯示了良好的熱變形性能.

（2）22MnB5鋼在800℃變形，以應(yīng)變速率0.01s－1變形得到馬氏體組織，0.10s－1變形將誘發(fā)鐵素體析出，應(yīng)變速率為0.40s－1時(shí)得到鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體混合組織.700℃與600℃變形得到的組織相似，由鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組成，硬度約為（270±20）HV.殘余奧氏體以棒狀、顆粒狀形態(tài)分布在鐵素體基體上.

（3）變形溫度為800℃，應(yīng)變速率為0.10s－1時(shí)，變形抗力最低；變形溫度為700℃，應(yīng)變速率為0.10s－1時(shí)，鐵素體的相變驅(qū)動(dòng)力和時(shí)間最有利，鐵素體最多，最大應(yīng)變最大.

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Hot Deformation Induced Phase Transformation of 22MnB5 Steel and Its Influence on Microstructure and Property

MIN Yongan1，ZHAO Jiefan1，LIN Jianping2，MIN Junying2
（1.Materials Science and Engineering，Shanghai University，Shanghai 200072，China；2.School of Mechanical Engineering，Tongji University，Shanghai 2001804，China）

Thermal tensile tests of 22MnB5 steel sheet were conducted with Gleeble 3500 thermo－mechanical simulator at temperatures of 900℃to 600℃and strain rates of 0.01 s－1to 0.40 s－1，then stress－strain behaviors during deformation were analyzed.The microstructure was investigated by optical microscopy，scanning electron microscopy and X－ray diffraction analyzer.The results show that，when the specimen is deformed at 800℃，the deformation induces ferrite transformation as the strain rate reaches 0.10 s－1；transformation to ferrite is promoted by the deformation at 700℃；and bainite，instead of ferrite，is induced accounting for deformation at 600℃.During the hot deformation process at the temperature range of 800～600℃，the decrease of deformation resistance and the increase of ductility lead to the improvement of formability for 22MnB5 steel，since the strain induces or promotes austenite transformation to other phases.Meanwhile，tensile strengthes are about 900～1 000 MPa.

boron steel；hot deforming；phase transformation；deformation temperature；strain rate

TG142.1

A

0253－374X（2016）01－0113－06

10.11908／j.issn.0253－374x.2016.01.017

2014-12-01

國(guó)家自然科學(xué)基金（51075307，51375346）

閔永安（1971—），男，副教授，工學(xué)博士，主要研究方向?yàn)槟＞咪摷肮こ逃娩摰?E－mail：mya＠staff.shu.edu.cn