退火溫度對冷軋8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏蠼M織和性能的影響

張博明， 徐德超， 滕華湘， 趙海峰， 韓 赟

(首鋼集團(tuán)有限公司 技術(shù)研究院， 北京 100043)

目前，我國汽車產(chǎn)業(yè)迅猛發(fā)展，在車身設(shè)計上使用先進(jìn)高強(qiáng)鋼(AHSS)既可以減輕整車自重又可以提高整車的安全性。隨著新能源汽車的發(fā)展，對車身材料的要求又進(jìn)一步增加，傳統(tǒng)的高強(qiáng)鋼，如低合金高強(qiáng)鋼(HSLA)、雙相鋼(DP)和復(fù)相鋼(CP)等已無法滿足車企對于強(qiáng)度的需求。針對汽車所需要的高安全性零件，目前通常使用熱成形鋼進(jìn)行制造，采用熱成形技術(shù)可以有效減少回彈，增加模具的使用壽命，并且成形后的零件具有超高強(qiáng)度，可以滿足汽車對減重和安全性的需求[1-2]。熱成形技術(shù)中一般將料片加熱至完全奧氏體化(900～950 ℃)，加熱時間4～10 min，隨后在800 ℃左右進(jìn)行沖壓和冷卻，成形后的零件具有超高強(qiáng)度的特點。當(dāng)下最常用的熱成形鋼以Mn-B系為主，以22MnB5鋼為例，在熱成形后強(qiáng)度級別為1500 MPa，伸長率為6%左右。隨著用戶對高強(qiáng)度材料的需求，目前1800 MPa級別和2000 MPa級別的熱成形鋼也已被開發(fā)，但隨著強(qiáng)度的進(jìn)一步提高，伸長率勢必會降低，從而影響材料的綜合力學(xué)性能[3]。有學(xué)者通過添加微合金元素來提高M(jìn)n-B熱成形鋼的塑性，通過添加V和Nb可以提高熱成形鋼成形后的冷彎性能和抗氫脆性能[4-5]。然而，隨著微合金元素的加入，材料的原料成本和制造成本都會增加，也制約了新鋼種在實際生產(chǎn)中的應(yīng)用。

中錳鋼作為第三代汽車用鋼得到了廣泛關(guān)注，中錳鋼主要以C、Mn為主，其中Mn含量在3%～12%，通過合適的退火工藝可以將室溫下殘留奧氏體含量控制在20%左右。此外隨著Mn的添加，可以降低材料的Ac3溫度，從而降低熱成形過程中的加熱溫度。此外，Mn可以起到固溶強(qiáng)化的作用，保證了材料的抗拉強(qiáng)度。降低熱成形過程中的加熱溫度可以有效節(jié)約生產(chǎn)過程中的能耗，并且減少無鍍層材料熱成形后氧化鐵皮的含量和脫碳層的厚度，降低后續(xù)拋丸的難度，縮短生產(chǎn)周期。Zheng等[6]將傳統(tǒng)22MnB5鋼與5Mn鋼進(jìn)行了對比研究，22MnB5鋼的加熱溫度為950 ℃，而5Mn鋼的加熱溫度為850 ℃；成形后5Mn鋼的馬氏體更為細(xì)小，分布更為均勻，通過FLD和有限元等分析也表明5Mn鋼的成形性要優(yōu)于傳統(tǒng)22MnB5鋼。Li等[7]也同樣對5Mn鋼與22MnB5鋼進(jìn)行了對比研究。5Mn鋼的加熱溫度為800 ℃，成形溫度為500 ℃，冷卻速度為15 ℃/s；22MnB5鋼的加熱溫度為920 ℃，成形溫度為700 ℃，冷卻速度為30 ℃/s；成形后兩種材料的抗拉強(qiáng)度均為1500 MPa級別，但5Mn鋼的伸長率提高了近50%，且5Mn鋼成形后幾乎沒有脫碳層產(chǎn)生，成形性優(yōu)于22MnB5鋼。然而，目前國內(nèi)對于熱沖壓用中錳鋼的研究集中在5Mn鋼成分，但隨著熱成形鋼強(qiáng)度級別的提高，5Mn鋼已經(jīng)無法滿足1800 MPa強(qiáng)度級別的要求。因此本文采用8Mn鋼成分體系作為研究對象，研究8Mn鋼的熱成形性能。中錳鋼冷軋后組織主要以馬氏體為主，具有高強(qiáng)度、低伸長率的特點，這種特點不利于在零件廠進(jìn)行沖裁落料，所以需要對中錳鋼進(jìn)行退火處理。目前針對中錳鋼的退火工藝研究較多，潘紅波等[8]對冷軋0.11C-7Mn鋼的退火性能進(jìn)行了研究，在570、600及630 ℃下退火10 h，退火后組織以鐵素體、馬氏體和殘留奧氏體為主，在600 ℃退火條件下力學(xué)性能最佳，且隨著退火溫度的升高，殘留奧氏體含量增加。本文中采用650 、660和670 ℃這3個溫度對冷軋8Mn鋼進(jìn)行退火，并對退火后的材料進(jìn)行低溫?zé)岢尚?，研究不同退火溫度?Mn鋼低溫?zé)岢尚魏笮阅芎徒M織的影響。

1 試驗材料與方法

本試驗鋼采用50 kg真空熔煉爐冶煉得到，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.14C、8.15Mn、0.25Si、0.8Al，余量Fe。試驗用中錳鋼相變溫度利用Gleeble 2000熱模擬得出，熱模擬試驗中加熱溫度為900 ℃，加熱速度為10 ℃/s，加熱時間為5 min，冷卻速度分別為0.05、0.1、0.3、0.5、1、5、10及20 ℃/s，得出Ac1為660 ℃、Ac3為790 ℃、Ms為245 ℃，臨界冷卻速度小于0.05 ℃/s，硬度測試時所用載荷砝碼為0.2 kg，加載時間10 s，試驗鋼的熱模擬曲線如圖1所示。

圖1 8Mn鋼熱模擬試驗曲線(a)溫度-膨脹量曲線；(b)CCT曲線Fig.1 Thermal simulation test curves of the 8Mn steel(a) dilatometer versus temperature curve; (b) CCT curves

冶煉后的鋼錠在1300 ℃下保溫2 h使其組織均勻，隨后在1150 ℃進(jìn)行熱軋，終軋溫度900 ℃，終軋厚度3 mm，模擬卷曲溫度650 ℃，隨爐冷卻。在冷軋前，對熱軋板在600 ℃進(jìn)行8 h退火處理，隨爐冷卻至室溫，隨后冷軋至1.5 mm厚。在不同溫度下對冷軋后8Mn鋼進(jìn)行8 h退火處理，退火溫度分別為650、660及670 ℃，退火后材料進(jìn)行隨爐冷卻。將退火后板料線切割成250 mm×200 mm×1.5 mm料片進(jìn)行低溫?zé)岢尚?，加熱溫?00 ℃，爐內(nèi)時間5 min，爐內(nèi)氣氛為空氣，出爐后轉(zhuǎn)移時間5 s，保壓時間12 s。實際生產(chǎn)應(yīng)用中生產(chǎn)流程如圖2所示。由于試驗條件限制，加熱爐為箱式電阻加熱爐；沖壓過程中所用模具為平板模具，未通水道。

圖2 實際生產(chǎn)過程中熱成形工藝流程圖Fig.2 Hot stamping process flow chart in actual production process

將沖壓后的板料線切割成尺寸為20 mm×20 mm×1.5 mm金相試樣，經(jīng)拋光和侵蝕后(4%硝酸酒精)在S-3400N掃描電鏡下對顯微組織進(jìn)行觀察。采用8%高氯酸+12%水+80%酒精溶液(體積分?jǐn)?shù))對金相試樣進(jìn)行電解拋光，然后在JSM-7001F場發(fā)射電鏡上進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)分析，使用HKL Channel5軟件處理EBSD結(jié)果。利用Brucker D8 X射線衍射儀對材料的殘留奧氏體含量進(jìn)行測定，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)計算采用了α(200)、α(211)、γ(200)、γ(220)和γ(311)5個衍射峰數(shù)據(jù)，參照YB/T 5338—2006《鋼中殘余奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》計算殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)。根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》將成形后板料線切割成如圖3所示的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，標(biāo)距為50 mm，試樣厚度1.5 mm，拉伸試樣取樣方向平行于軋制方向。拉伸試驗前將試樣表面進(jìn)行酸洗和拋光，防止表面氧化皮對試驗結(jié)果的影響，每組進(jìn)行3次拉伸試驗，所得數(shù)據(jù)取平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 熱成形前后的微觀組織

圖4為不同退火溫度下熱成形前8Mn鋼的微觀組織，由圖4(a)可知，冷軋8Mn鋼組織為馬氏體和鐵素體雙相組織，且馬氏體板條細(xì)小均勻。圖4(b～d)為不同退火溫度下退火8 h后的顯微組織。在650 ℃和660 ℃條件下，材料組織為等軸狀鐵素體、板條狀鐵素體和殘留奧氏體。隨著退火溫度的升高，在670 ℃下，8Mn鋼回復(fù)程度增加，顯微組織為等軸狀鐵素體和殘留奧氏體[9]。

圖4 不同退火溫度下熱成形前8Mn鋼的顯微組織(a)冷軋態(tài);(b)650 ℃;(c)660 ℃;(d)670 ℃Fig.4 Microstructure of the 8Mn steel annealed at different temperatures before hot stamping(a) cold rolled; (b) 650 ℃; (c) 660 ℃; (d) 670 ℃

利用XRD對3種溫度退火后8Mn鋼熱成形前后的殘留奧氏體含量進(jìn)行測定，試驗結(jié)果如圖5所示。由圖5(a)可得，隨著退火溫度的升高，熱成形前試驗鋼內(nèi)部的殘留奧氏體含量降低，表明隨著退火溫度的升高，奧氏體的穩(wěn)定性降低。這是由于隨著退火溫度的升高，材料奧氏體化程度增加，C向奧氏體內(nèi)富集，在隨后的冷卻過程中C發(fā)生擴(kuò)散導(dǎo)致殘留奧氏體穩(wěn)定性降低而發(fā)生分解[10]。由圖5(b)可知，熱成形后試驗鋼中的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)減少，且3種退火溫度下試驗鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)相近。

圖5 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形前(a)、后(b) XRD圖譜及殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù) Fig.5 XRD patterns and volume fraction of retained austenite of the 8Mn steel at different annealing temperatures before(a) and after(b) hot stamping

圖6為不同退火溫度下熱成形后8Mn鋼的微觀組織，由圖6可知，不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的顯微組織均為馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體。在800 ℃加熱時，因為加熱時間短，材料內(nèi)部只發(fā)生部分奧氏體化，故在熱成形后組織內(nèi)依舊存在鐵素體，加熱過程中產(chǎn)生的奧氏體在后續(xù)沖壓冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖6 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的顯微組織Fig.6 Microstructure of the 8Mn steel annealed at different temperatures after hot stamping(a) 650 ℃; (b) 660 ℃; (c) 670 ℃

圖7為不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的EBSD圖，從左至右依次為晶界圖、BC圖和再結(jié)晶統(tǒng)計圖。在晶界圖中，紅色線為小于10°的小角度晶界，黑色線為大于10°的大角度晶界。在3種退火溫度下熱成形后晶粒平均尺寸分別為0.20、0.19和0.32 μm。隨著退火溫度的升高，熱成形后晶粒尺寸增加，小角度晶界含量降低，但整體晶粒依舊屬于超細(xì)晶。從BC圖可得，實際菊池花樣的質(zhì)量BC值范圍為45～175。由于淬火馬氏體和鐵素體均為BCC結(jié)構(gòu)，所以在菊池帶上的掃描面一樣，但由于淬火馬氏體中含有過飽和的C，故造成晶格畸變產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，所以淬火馬氏體的花樣質(zhì)量較低，BC值小于鐵素體。鐵素體的BC值一般在95～145之間，而3張BC圖在140左右均存在強(qiáng)峰值，表明在熱成形后組織內(nèi)依舊存在鐵素體[11]。再結(jié)晶統(tǒng)計圖中藍(lán)色為再結(jié)晶組織，黃色為未完全再結(jié)晶的亞結(jié)構(gòu)，紅色為成形過程中的變形結(jié)構(gòu)。不同退火溫度下試驗鋼成形后的顯微組織中均存在亞結(jié)構(gòu)狀態(tài)的回復(fù)組織，表明退火后材料內(nèi)部依舊有較高水平的位錯密度，在后續(xù)熱成形加熱過程中晶粒內(nèi)部發(fā)生回復(fù)位錯密度降低，而晶界周圍的位錯發(fā)生重新排列形成位錯網(wǎng)絡(luò)從而形成未完全再結(jié)晶的亞結(jié)構(gòu)組織。從再結(jié)晶圖中可得，不同退火溫度下試驗鋼成形后組織中依舊有再結(jié)晶晶粒存在，且再結(jié)晶晶粒均勻分布。

圖7 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的EBSD圖Fig.7 EBSD images of the 8Mn steel annealed at different temperatures after hot stamping(a) 650 ℃; (b) 660 ℃; (c) 670 ℃

2.2 熱成形前后的力學(xué)性能

表1為不同退火溫度下8Mn鋼熱成形前的力學(xué)性能，可知伸長率隨試驗鋼殘留奧氏體含量的增加而增加，退火后材料的屈服強(qiáng)度發(fā)生大幅度降低，主要是由于材料發(fā)生回復(fù)導(dǎo)致材料內(nèi)部位錯密度降低。由于冷軋態(tài)8Mn鋼強(qiáng)度過高但伸長率太低，不利于材料后續(xù)進(jìn)行開卷和落料等加工工序，所以對8Mn鋼進(jìn)行退火處理是必要的。

表1 不同退火溫度下8Mn鋼低溫?zé)岢尚吻暗牧W(xué)性能

圖8 不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a, b)及加工硬化率曲線(c～e)(a)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線;(b)真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線;(c)650 ℃;(d)660 ℃;(e)670 ℃Fig.8 Stress-strain curves(a, b) and work hardening rate curves(c-e) of the 8Mn steel annealed at different temperatures after hot stamping(a) engineering stress-strain curves; (b) true stress-true strain curves; (c) 650 ℃; (d) 660 ℃; (e) 670 ℃

表2為不同退火溫度下8Mn鋼熱成形后的力學(xué)性能，可知不同退火溫度對熱成形后試驗鋼的力學(xué)性能沒有較大影響，不同退火溫度下試驗鋼的力學(xué)性能相近。抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度與傳統(tǒng)熱成形22MnB5鋼熱成形后相近，但伸長率提高40%以上[12]。8Mn鋼中Mn含量在8%左右，遠(yuǎn)高于22MnB5鋼中1.5% 左右的Mn含量。由于Mn為固溶元素，Mn含量的增加可以提高材料的抗拉強(qiáng)度，故通常情況下8Mn鋼熱成形后抗拉強(qiáng)度應(yīng)高于22MnB5鋼。然而，由于熱成形后8Mn鋼中有再結(jié)晶組織的存在導(dǎo)致其熱成形后抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低，與22MnB5鋼在950 ℃×5 min熱成形工藝下的強(qiáng)度相近。

表2 不同退火溫度下8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏蟮牧W(xué)性能

由圖8(a，b)可得，不同退火溫度下試驗鋼熱成形后在拉伸變形過程中均未觀察到呂德斯帶，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線變化趨勢與工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線相同。由圖8(c～e)可知，不同退火溫度下試驗鋼熱成形后的加工硬化率變化趨勢相同，分為I、II、III 3個階段。對于傳統(tǒng)的TRIP鋼，第一階段由于鐵素體發(fā)生變形，導(dǎo)致加工硬化率快速降低[13]，然而本文中第I階段加工硬化率的降低速率明顯小于傳統(tǒng)TRIP鋼。這是由于本試驗鋼內(nèi)部存在較多馬氏體和亞結(jié)構(gòu)，這些組織內(nèi)具有較高的位錯密度，在變形過程中，會部分抵消鐵素體對加工硬化率的降低。此外由于亞結(jié)構(gòu)存在，當(dāng)位錯密度增加時會發(fā)生位錯的滑移，所以加工硬化率也會下降。第II階段加工硬化率呈快速下降趨勢，這是由于試驗鋼內(nèi)部存在再結(jié)晶組織，導(dǎo)致在繼續(xù)變形的過程中加工硬化率繼續(xù)降低。第III階段加工硬化率呈現(xiàn)緩慢降低的現(xiàn)象，這是由于隨著變形的繼續(xù)進(jìn)行，試驗鋼內(nèi)部發(fā)生不連續(xù)的TRIP效應(yīng)，在試驗鋼內(nèi)部生成馬氏體提高加工硬化率。試驗鋼在變形開始階段加工硬化率降低和發(fā)生不連續(xù)的TRIP效應(yīng)都表明在試驗鋼內(nèi)部的殘留奧氏體穩(wěn)定性較高，在變形開始階段沒有TRIP效應(yīng)發(fā)生，而是在變形過程中持續(xù)發(fā)生TRIP效應(yīng)，這也是退火態(tài)8Mn鋼熱成形后伸長率優(yōu)于22MnB5鋼的主要原因之一[14]。結(jié)合圖5中熱成形前后殘留奧氏體含量的變化，表明退火態(tài)試驗鋼在熱成形過程中不穩(wěn)定的殘留奧氏體發(fā)生分解和轉(zhuǎn)變，熱成形后保留在材料內(nèi)部的是穩(wěn)定、細(xì)小的殘留奧氏體組織。

3 結(jié)論

1) 熱成形前，8Mn鋼中殘留奧氏體含量隨著退火溫度的升高而降低，退火后的顯微組織為鐵素體和殘留奧氏體。不同退火溫度下熱成形后殘留奧氏體含量相近。低溫?zé)岢尚魏螅囼炰摰娘@微組織為馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體。

2) 退火溫度對8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏罅W(xué)性能沒有明顯影響。由于低溫?zé)岢尚魏笤囼炰撝写嬖趤喗Y(jié)構(gòu)和再結(jié)晶組織，使得8Mn鋼的加工硬化率變化與傳統(tǒng)TRIP鋼不同。退火態(tài)8Mn鋼低溫?zé)岢尚魏罂估瓘?qiáng)度為1500 MPa級別，與傳統(tǒng)熱成形鋼22MnB5強(qiáng)度級別相近但伸長率提高40%以上。