熱成形鋼極限冷彎性能及零件碰撞斷裂指數(shù)關(guān)系研究

路洪洲 范體強(qiáng) 方剛 馮毅 王建鋒 崔磊

（1. 中信金屬股份有限公司，北京 100004；2. 中信微合金化技術(shù)中心，北京 100004；3. 中國(guó)汽車工程研究院股份有限公司，重慶 401122；4. 通用汽車中國(guó)科學(xué)研究院，上海 201206；5. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司，馬鞍山 243041）

1 前言

汽車被動(dòng)安全試驗(yàn)對(duì)車身零部件及總成的總體要求是抗侵入和吸能，主要通過合理的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、合適的材料和工藝選擇實(shí)現(xiàn)[1]。但無論是整車碰撞還是零件抗侵入（如乘用車B 柱本體及加強(qiáng)板等）或抗壓潰吸能性能（如前縱梁前端或前防撞橫梁吸能盒等），均要求不發(fā)生零件斷裂，即存在對(duì)零件抗斷裂性能的要求。日本和奧鋼聯(lián)的研究人員[2-3]采用水平碰撞沖擊試驗(yàn)設(shè)備進(jìn)行了熱沖壓成形零件的三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)，依據(jù)試驗(yàn)得到的零部件裂紋差異，通過“碰撞指數(shù)（C Index）”公式定量評(píng)估熱沖壓成形零件的開裂程度，進(jìn)行零件損傷及抗斷裂性能評(píng)估。為了進(jìn)一步研究熱沖壓成形零部件的開裂，采用3 種同厚度、不同成分的1 500 MPa 級(jí)熱成形鋼，在同一模具及產(chǎn)線上制備熱沖壓零部件，并對(duì)零件開展碰撞裂紋對(duì)比試驗(yàn)，參考“碰撞指數(shù)”定量評(píng)估鈮微合金化對(duì)熱沖壓成形零件抗碰撞斷裂能力的差異。

2 材料及試驗(yàn)方法

2.1 材料準(zhǔn)備

采 用3 種1.4 mm 的1 500 MPa 級(jí)AlSi 鍍 層 熱成形鋼作為原材料，3 種材料取自工業(yè)大生產(chǎn)，主要成分分析結(jié)果如下表1?？梢? 種材料主要成分類似，均符合1 500 MPa 熱成形鋼的成分范圍，22MnB5NbV 添加了鈮和釩作為微合金化元素。

表1 3種AlSi鍍層熱成形鋼主要成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

根據(jù)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》和T/CSAE 154—2020《超高強(qiáng)度汽車鋼板極限尖冷彎性能試驗(yàn)方法》，在熱沖壓成形零件上取樣進(jìn)行測(cè)試，平均力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果如表2。3 個(gè)鋼板成形淬火后的強(qiáng)度和延伸率相差不大，22MnB5-2的強(qiáng)度略低，但極限尖冷彎角度略高于22MnB5-1，22MnB5NbV高于前兩者。

表2 3種AlSi鍍層熱成形鋼成形淬火后的主要力學(xué)性能

2.2 零件試制及碰撞評(píng)價(jià)

熱沖壓成形零件試制流程如圖1所示，3種熱成形鋼板下料后，分別進(jìn)行熱沖壓，22MnB5-1 和22MnB5-2鋼板的奧氏體化加熱溫度為830～930 ℃，奧氏體化加熱時(shí)間為300 s，露點(diǎn)控制在-20 ℃以下，已加熱料片轉(zhuǎn)移至模具時(shí)間控制在11 s以內(nèi)，保壓壓力7448 kN，保壓時(shí)間為8 s。22MnB5NbV鋼板采用的奧氏體化加熱溫度為870～950 ℃，奧氏體化加熱時(shí)間為257 s，露點(diǎn)控制在-20 ℃以下，已加熱料片轉(zhuǎn)移至模具時(shí)間控制在11 s以內(nèi)，保壓壓力760 t，保壓時(shí)間為8 s。根據(jù)上述熱沖壓成形工藝參數(shù)設(shè)定，分別完成前保險(xiǎn)杠橫梁試制。

圖1 熱沖壓成形零件試制及碰撞評(píng)價(jià)流程示意

對(duì)3 種熱沖壓成形的前保險(xiǎn)杠橫梁快速加熱到170 ℃，烘烤20 min。分別對(duì)3 種熱沖壓成形的前保險(xiǎn)杠橫梁進(jìn)行落錘碰撞試驗(yàn)，落錘沖擊模型如圖2a 所示。試驗(yàn)設(shè)備實(shí)物如圖3 所示，該試驗(yàn)設(shè)備采用電機(jī)伺服控制方式，試驗(yàn)碰撞速度為14.4 km/h（4 m/s），落錘實(shí)際質(zhì)量為334.8 kg，其中落錘錘頭質(zhì)量為26.4 kg，錘頭基體總體質(zhì)量（包括錘頭、連接螺栓、連接支座和配重板墊板）為234.8 kg，配重板共2 塊，單塊質(zhì)量為50 kg，僅存在豎直的Z 向位移。為定量評(píng)估前保險(xiǎn)杠橫梁零件落錘試驗(yàn)后的開裂程度，定義了一個(gè)稱為“碰撞斷裂指數(shù)（CIndex）”的指標(biāo)，該指數(shù)考慮了零件表面小裂紋（Small Crack）和貫穿厚度方向的大裂紋（Big Crack），碰撞斷裂指數(shù)定義見公式（1）。

式中：LS為零件表面的小裂紋長(zhǎng)度；LB為貫穿零件鋼板的大裂紋長(zhǎng)度。零件落錘碰撞試驗(yàn)結(jié)束后，零件上的裂紋情況根據(jù)如圖2b 所示記錄，垂直零件長(zhǎng)度方向的裂紋定義為橫向裂紋，如圖中的上豎線及下豎線示意，平行零件長(zhǎng)度方向的裂紋定義為縱向裂紋，如圖中的上橫線及下橫線示意。

圖2 前保險(xiǎn)杠橫梁落錘沖擊模型及待測(cè)的裂紋情況示意

3 落錘試驗(yàn)結(jié)果

熱沖壓成形的前保險(xiǎn)杠橫梁零件落錘試驗(yàn)后的橫向碰撞裂紋情況見圖4，根據(jù)所有裂紋的測(cè)量，并依據(jù)公式（1）的計(jì)算，得到如表3 的裂紋尺寸及計(jì)算的碰撞斷裂指數(shù)。

圖3 防撞梁落錘沖擊試驗(yàn)設(shè)備

如表3所示，3種零件的碰撞斷裂指數(shù)CIndex分別為83.15、91.12和97.5，可見采用22MnB5NbV制造的熱沖壓成形的前保險(xiǎn)杠橫梁零件的抗碰撞開裂能力明顯高于不含鈮的傳統(tǒng)材料制備的熱成形零件。

圖4 熱沖壓成形的前保險(xiǎn)杠橫梁零件落錘測(cè)試后的橫向碰撞裂紋

表3 零件落錘碰撞試驗(yàn)1 h后的裂紋尺寸及計(jì)算的碰撞斷裂指數(shù)

4 討論

對(duì)比表2 和表3，可以發(fā)現(xiàn)，前保險(xiǎn)杠橫梁零件碰撞斷裂指數(shù)與鋼材的強(qiáng)度和延伸率沒有顯著的關(guān)聯(lián)關(guān)系，但熱成形鋼板淬火烘烤后的平均極限尖冷彎角度與零件碰撞斷裂指數(shù)的關(guān)系見圖5?？梢?，隨著鋼板熱成形并淬火烘烤后的平均極限尖冷彎角度增大，所制造的熱沖壓成形零件的碰撞斷裂指數(shù)提高，這與文獻(xiàn)[2-3]的結(jié)論一致。因而，熱成形鋼的極限尖冷彎角度是衡量熱沖壓成形零件的碰撞斷裂的關(guān)鍵指標(biāo)之一，如何提高熱成形鋼極限尖冷彎角度需要深入的討論。

圖5 鋼板熱成形淬火并烘烤后的平均極限尖冷彎角度與零件碰撞斷裂指數(shù)的擬合關(guān)系

金屬材料的斷裂主要有以下3 種機(jī)制。

a.微孔聚合斷裂機(jī)制[4]；

b.表面粗糙-應(yīng)變誘導(dǎo)開裂機(jī)制[5]；

c.晶界無沉淀區(qū)（Precipitation Free Zone，PFZ）誘導(dǎo)開裂機(jī)制[6]。

PFZ 機(jī)制主要描述鋁合金和部分IF 鋼的開裂，表面粗糙-應(yīng)變誘導(dǎo)開裂機(jī)制描述了一種韌性開裂機(jī)制，馬氏體熱成形鋼及零部件的開裂更趨向脆性開裂，而熱成形鋼板極限尖冷彎失效的宏觀表現(xiàn)形式均為局部的大變形開裂，符合微孔聚合斷裂機(jī)制。微孔聚合斷裂機(jī)制是在外力作用下，在微米級(jí)夾雜物和第二相粒子與基體的界面處，或在晶界、孿晶帶、相界、大量位錯(cuò)塞積處形成微裂紋，因相鄰微裂紋的聚合產(chǎn)生微孔洞，然后微孔長(zhǎng)大、增殖，最后發(fā)生斷裂。Reusch F.等[7]詳細(xì)闡述了金屬材料變形過程中的微孔萌生、聚合、形成裂紋的上述過程。Meya R等[8]測(cè)量和比較了高強(qiáng)度鋼板在冷彎前和冷彎后的材料內(nèi)部微孔數(shù)量，發(fā)現(xiàn)高強(qiáng)度雙相鋼鋼板在冷彎前的微孔數(shù)量少于85 000個(gè)，微孔密度為11個(gè)/mm3，而冷彎尖角的外表面變形開裂區(qū)域的微孔數(shù)量達(dá)到了27 500 000 個(gè)，微孔密度達(dá)到了390 000 個(gè)/mm3。即高強(qiáng)度雙相鋼鋼板彎曲變形產(chǎn)生了大量的微孔，這些微孔是高強(qiáng)度鋼板變形開裂的主要原因，即高強(qiáng)度鋼板變形開裂屬于上述的微孔聚合斷裂機(jī)制。

圖6 展示了極限尖冷彎的開裂、裂紋的顯微組織照片、以及理論上的微孔聚合裂紋的比較，三者可認(rèn)為是從宏觀、微觀以及機(jī)制層面所描述的同一個(gè)過程。以上分析可見，微孔萌生成為控制熱成形馬氏體鋼斷裂過程的主要環(huán)節(jié)。影響熱成形鋼的極限尖冷彎開裂微孔萌生的主要影響因素如下。

a.微米級(jí)夾雜物和第二相粒子存在；

b.有硬度差的組織存在，如帶狀組織與基體組織的硬度差，以及基體中存在少量鐵素體組織與馬氏體組織的硬度差。

影響熱成形鋼的極限尖冷彎開裂微孔產(chǎn)生和擴(kuò)展的主要影響因素如下。

a.微米級(jí)夾雜物和第二相粒子數(shù)量；

b.晶界、相界數(shù)量。

圖6 極限尖冷冷彎的開裂、裂紋的顯微組織照片、以及理論上的微孔聚合裂紋的比較

熱成形鋼中的微米級(jí)夾雜物和第二相粒子主要是TiN 以及一些氧化物夾雜，根據(jù)微孔聚合斷裂機(jī)制，在鋼板變形時(shí)，由于微米級(jí)夾雜物和第二相粒子的硬度、變形能力與基體不同，造成兩者的變形難以協(xié)同，故在熱成形鋼變形時(shí)，TiN 微米級(jí)夾雜物與基體的界面處產(chǎn)生大量的微孔。同時(shí)，不同碳含量的馬氏體板條界面、帶狀組織也可能產(chǎn)生微孔。由于鈮微合金化可以顯著細(xì)化原始奧氏體晶粒進(jìn)而細(xì)化馬氏體板條，可以有效抑制微孔萌生、連接和微裂紋的擴(kuò)展，進(jìn)而可以一定程度抑制熱成形鋼和熱沖壓成形零部件的斷裂。鈮微合金化可以有效降低熱成形鋼中的帶狀組織、降低偏析，進(jìn)而降低了不同位置的碳偏析，也可以抑制高碳組織裂紋的萌生以及抑制了裂紋的擴(kuò)展。另外由于固溶釩和固溶鈮提高了鋼材的淬透性，降低了鐵素體軟相產(chǎn)生，也有利于降低兩相硬度差造成的微孔萌生。

因而提高鋁硅鍍層熱成形鋼極限尖冷彎角度的路徑如下。

a.鋼種的純凈化，抑制微米級(jí)夾雜；

b.嚴(yán)格控制、降低或去除Ti 元素和N 元素含量，避免過量的微米級(jí)TiN 生成，如鈮鉬合金化的1.8 GPa 及以上的熱成形鋼中，由于Mo 元素提高了熱成形鋼的淬透性，可以將鋼中的B 和Ti 去掉，進(jìn)而大幅度減少了TiN 微米級(jí)夾雜物的形成，可以有效減少微孔的形成；

c.控制馬氏體基體的碳偏析，如添加鈮降低帶狀組織；

d.細(xì)化晶粒，增加晶界數(shù)量，增加裂紋在晶界的擴(kuò)展路徑；

e.添加Mo、Cr、V、鈮淬透性元素，抑制微量鐵素體軟相產(chǎn)生；

f.對(duì)于帶有脫碳層的熱成形鋼和熱沖壓成形零部件，由于脫碳層硬度低、變形能力強(qiáng)，脫碳層可以遵從表面粗糙-應(yīng)變誘導(dǎo)開裂機(jī)制，因而不易產(chǎn)生裂紋。

當(dāng)然，本研究中鋁硅鍍層22MnB5NbV熱成形鋼成形淬火后的極限冷彎角度以及制造的熱沖壓成形零件的碰撞斷裂指數(shù)更高的原因，除了鈮釩復(fù)合微合金化帶來的性能提升外，可能與鋁硅鍍層的差異以及熱成形參數(shù)也有一定的關(guān)系，還需要進(jìn)一步的研究。

5 結(jié)論

對(duì)3 種鋁硅鍍層的22MnB5-1、22MnB5-2 和22MnB5NbV 性能以及熱沖壓成形的零件進(jìn)行了極限尖冷彎和落錘碰撞對(duì)比試驗(yàn)，結(jié)果如下。

a.鋁硅鍍層的22MnB5NbV 鋼板熱成形淬火后的極限尖冷彎角度顯著高于傳統(tǒng)的鋁硅鍍層的22MnB5。

b.3 種零件的碰撞斷裂指數(shù)CIndex分別為83.15、91.12 和97.50，鈮釩復(fù)合微合金化的22MnB5NbV制造的熱沖壓成形零件的碰撞斷裂指數(shù)最高，具有最高的抗碰撞斷裂能力。

c.隨著熱成形鋼板熱成形淬火并烘烤后的平均極限尖冷彎角度增大，所制造的熱沖壓成形零件的碰撞斷裂指數(shù)提高，兩者成同比關(guān)系。

d.提出了影響熱成形鋼的極限尖冷彎開裂的微孔萌生、微孔聚集、裂紋擴(kuò)展的主要影響因素，并提出了優(yōu)化路徑，鈮微合金化是提高熱成形鋼極限尖冷彎角度和熱沖壓成形零件的碰撞斷裂指數(shù)的主要因素之一。

致謝

參與此項(xiàng)目研究的還有馬鞍山鋼鐵股份有限公司晉家春、通用汽車中國(guó)科學(xué)研究院盧琦、中信金屬股份有限公司郭愛民、中國(guó)汽車工程研究院股份有限公司馬鳴圖，特此致謝。