微合金化2000 MPa熱成形鋼的析出相熱力學(xué)計(jì)算與強(qiáng)韌性

耿志宇， 張 宇， 薛 晗， 薛 峰， 周天鵬

(鞍鋼集團(tuán)北京研究院有限公司， 北京 102211)

輕量化是未來汽車行業(yè)實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排的主要措施，而先進(jìn)高強(qiáng)鋼和超高強(qiáng)熱成形鋼的大量使用是汽車輕量化的有效途徑，同時(shí)又可提升汽車的安全性能。但是，超高強(qiáng)熱成形鋼因有脆敏感性高、尖角冷彎角度偏低等韌性不足的問題而使用受限。為了克服以上問題，在超高強(qiáng)熱成形鋼成分設(shè)計(jì)時(shí)采用微合金化的方法是一項(xiàng)有效措施[1]。熱成形鋼中的主要微合金化元素有Nb和V，關(guān)于Nb在1800～2000 MPa熱成形鋼中的作用以及Nb的碳化物對(duì)熱成形鋼氫致延遲斷裂敏感性的影響已有大量研究[2-9]，結(jié)果表明，Nb會(huì)在熱軋階段析出[3]，Nb可以細(xì)化奧氏體晶粒[1-4,7,9]，細(xì)化馬氏體板條尺寸[3]，Nb的碳化物可以作為氫陷阱[5-6,8]，但是也可能給韌性帶來有害作用[5]。而關(guān)于V在2000 MPa熱成形鋼中的應(yīng)用也有報(bào)道[10]，結(jié)果表明V的碳化物可以釘扎奧氏體晶界，抑制晶粒的長(zhǎng)大，細(xì)化奧氏體晶粒和淬火后的馬氏體板條群、板條束等亞結(jié)構(gòu)尺寸。而Nb、V復(fù)合添加在1500 MPa熱成形鋼種的應(yīng)用近年來也有學(xué)者進(jìn)行研究[11-13]，結(jié)果表明Nb、V復(fù)合添加能夠有效提高22MnB5熱成形鋼的淬透性，有效提高試驗(yàn)鋼的極限尖冷彎角[11-12]，并且對(duì)氫致延遲斷裂具有抑制作用[13]。但是利用Nb、V微合金化的2000 MPa熱成形鋼的力學(xué)性能評(píng)價(jià)還未見報(bào)道，且微觀組織表征也未見研究。而且對(duì)于微合金化熱成形鋼中碳化物的析出溫度、析出量、析出物的成分以及析出物的尺寸隨工藝的變化情況也未見報(bào)道。

基于此，本文利用商業(yè)熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算軟件Thermo-Calc和Prisma(版本為2020b，使用的數(shù)據(jù)庫為TCFE10和MOBFE5)對(duì)一種Nb、V微合金化2000 MPa熱成形鋼的析出相、各相的析出溫度、Nb、V碳化物的尺寸進(jìn)行了計(jì)算，還計(jì)算了Nb和V含量的變化對(duì)NbC和VC的析出溫度和析出量的影響。隨后在實(shí)驗(yàn)室試制了微合金化2000 MPa熱成形鋼，通過平板模具淬火制作了熱成形試樣，檢測(cè)了熱成形后試樣的力學(xué)性能和三點(diǎn)彎曲性能，通過SEM和EBSD對(duì)熱成形后馬氏體組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行了表征，分析了微合金化2000 MPa熱成形鋼具有高強(qiáng)韌性的原因，為后續(xù)研究提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本文使用的材料成分體系見表1，不同于以往微合金化熱成形鋼，此成分沒有添加Ti，這是為了避免大尺寸夾雜物TiN的析出造成熱成形鋼的韌性下降[1]。另外，由于碳含量足夠高，也省去了Cr以節(jié)省成本。該成分熱成形鋼采用微合金元素Nb和V復(fù)合添加，確保最終組織的晶粒細(xì)化和微合金元素的析出強(qiáng)化作用，同時(shí)V也會(huì)起到一定的固溶強(qiáng)化作用。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

首先，對(duì)于微合金元素Nb和V，分別選用的成分為0.05%和0.08%，利用商業(yè)化熱動(dòng)力學(xué)軟件Thermo-Calc和Prisma計(jì)算此成分的析出相種類以及Nb碳化物的尺寸隨溫度和等溫時(shí)間的變化，計(jì)算時(shí)設(shè)置體系的總質(zhì)量為1 kg，壓強(qiáng)為100 kPa，其中根據(jù)鋼廠中煉鋼時(shí)N含量一般在40×10-6左右，因此在計(jì)算中設(shè)置N的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.004%。

采用50 kg真空感應(yīng)冶煉爐對(duì)設(shè)計(jì)的熱成形鋼進(jìn)行冶煉，并經(jīng)過熱軋和冷軋得到冷軋鋼板。熱軋工藝為在1200 ℃均勻化1 h，開軋溫度為1150 ℃，終軋溫度900 ℃，層流冷卻至650 ℃，保溫1 h后隨爐冷卻，得到6 mm厚的熱軋板材，再經(jīng)冷軋得到1.5 mm厚的鋼板以備試驗(yàn)使用。對(duì)冷軋后的鋼板進(jìn)行平板模具淬火以模擬熱成形工藝，平板模具淬火使用的工藝為加熱溫度930 ℃，保溫時(shí)間5 min，從加熱爐取出板料至放入熱成形模具內(nèi)時(shí)間為4～5 s，熱成形模具合模后保壓時(shí)間30 s。熱成形后的鋼板表面磨光，去除氧化脫碳層，以進(jìn)行下一步分析研究。

對(duì)熱成形后的鋼板進(jìn)行力學(xué)性能檢測(cè)，拉伸試驗(yàn)按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行，試樣形狀及尺寸按照GB/T 228.1—2010中P5試樣加工。為進(jìn)一步研究熱成形鋼的韌性，通過VDA238-100Platebendingtestofmetallicmaterials中規(guī)定的方法進(jìn)行三點(diǎn)彎曲性能評(píng)價(jià)。使用Zeiss G300場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌，使用牛津C-Swift EBSD對(duì)熱成形后鋼板的馬氏體組織精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征。

2 微合金化2000 MPa熱成形鋼的熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算

試驗(yàn)鋼由高溫冷卻至500 ℃的過程中可能析出BN相、NbC相、FeB相、VB相、VC相、M23C6相以及滲碳體相，如圖1所示。因?yàn)殇摮煞种蠦的作用是提高淬透性，且需固溶于奧氏體基體才有效，Nb和V的主要作用是析出強(qiáng)化，因此重點(diǎn)研究BN、NbC和VC相的析出行為。

BN的析出溫度為1180 ℃，BN的析出是由于沒有添加Ti導(dǎo)致的，計(jì)算了BN中B的含量隨溫度的變化，如圖2所示，由于熱成形加熱時(shí)一般在920 ℃保溫，因此只需關(guān)注920 ℃加熱時(shí)未溶解的BN中的最大B含量即可。由圖2可見，在920 ℃時(shí)BN中的B含量約為0.024 g，由于鋼中總的B含量是0.055 g，因此920 ℃時(shí)鋼中固溶的B含量為0.031 g，質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.0031%，也能保證其充分的固溶強(qiáng)化效果。

圖2 微合金化2000 MPa熱成形鋼BN中的B含量Fig.2 B content of BN in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

NbC的析出溫度為1250 ℃，見圖3(a)。Nb的碳化物高溫析出，可以有效阻止高溫時(shí)奧氏體晶粒長(zhǎng)大。VC的析出溫度在880 ℃，見圖3(b)。由NbC和VC的析出溫度可見，NbC會(huì)在熱軋加熱后的熱軋過程中析出，隨著溫度降低，析出量逐漸增大后減小，最大量是在880 ℃時(shí)析出0.62 g。VC會(huì)在終軋后的奧氏體和鐵素體基體中析出，隨著溫度降低，VC的析出量也呈現(xiàn)出先增加后減小，然后隨著溫度降低又逐漸增大的趨勢(shì)。圖3(c)是滲碳體的析出溫度和析出量，滲碳體在740 ℃開始析出，隨后隨著溫度降低析出量迅速增加，在690 ℃時(shí)達(dá)到最大的析出量49 g。但是考慮到在熱成形保溫階段滲碳體會(huì)完全溶解，因此可以認(rèn)為滲碳體的析出對(duì)熱成形后鋼的性能沒有太大影響，可以不過多關(guān)注。

圖3 微合金化2000 MPa熱成形鋼中各析出相的析出溫度和析出量(a)NbC; (b)VC; (c)滲碳體Fig.3 Precipitation temperature and amount of each precipitate in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel(a) NbC; (b) VC; (c) cementite

在不同的溫度下等溫，NbC的尺寸會(huì)隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增大。圖4是NbC的尺寸隨著不同溫度和等溫時(shí)間的變化趨勢(shì)?？梢姡S著等溫時(shí)間延長(zhǎng)，NbC的尺寸逐漸增大，但是增大的速率逐漸減小。并且，在相同等溫時(shí)間下，不同等溫溫度的尺寸也不相同，在1100 ℃以下，隨著溫度升高，NbC的尺寸逐漸增大，但是溫度超過1100 ℃后，NbC的尺寸急劇減小。碳化物的析出是一種固態(tài)相變，如果繪制NbC析出的TTT曲線，可以推測(cè)TTT曲線的“鼻尖”溫度在1100 ℃左右。從圖4還可見，在所有的等溫溫度下，NbC的尺寸變化范圍在3～23 nm之間，這和文獻(xiàn)[1，4-6]的報(bào)道一致，這些小尺度的納米級(jí)第二相對(duì)于形成強(qiáng)氫陷阱、阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、提高熱成形鋼及零部件的強(qiáng)韌性有重要作用。

圖4 微合金化2000 MPa熱成形鋼中NbC的尺寸在不同溫度下隨保溫時(shí)間的變化曲線Fig.4 Change curves of NbC size of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel with holding time at different temperatures

利用Thermo-Calc軟件中計(jì)算單點(diǎn)平衡的方式，計(jì)算了熱成形鋼在920 ℃的單點(diǎn)平衡，模擬熱成形鋼在加熱溫度為920 ℃保溫時(shí)奧氏體中的元素含量，結(jié)果如表2所示?？梢娫?20 ℃保溫時(shí)，奧氏體中的C濃度為0.34%，這是由于Nb碳化物的析出消耗掉了一部分C。需要注意的是，考慮到Thermo-Calc的計(jì)算是基于熱力學(xué)平衡態(tài)，而實(shí)際熱成形加熱和等溫時(shí)的材料組織并沒有達(dá)到平衡態(tài)，因此實(shí)際920 ℃等溫時(shí)的未溶碳化物的數(shù)量是高于計(jì)算值的，因此奧氏體中實(shí)際的碳含量不高于0.34%。

表2 920 ℃等溫達(dá)到平衡態(tài)時(shí)微合金化2000 MPa熱成形鋼奧氏體中的元素含量

為了研究Nb和V含量的變化對(duì)其碳化物的析出溫度和析出量的影響規(guī)律，分別計(jì)算了Nb含量從0.02%～0.10%變化時(shí)對(duì)NbC析出溫度和析出量的影響，以及V含量從0.05%～0.20%變化時(shí)對(duì)VC析出溫度和析出量的影響，結(jié)果見圖5和圖6。由圖5可見，Nb含量從0.02%增加到0.10%的過程中，NbC的析出溫度從1157 ℃升高到1330 ℃，最大析出量從0.25 g 增加到1.25 g?？梢奛bC始終會(huì)在熱軋過程中由奧氏體基體中析出，因此Nb是最有效的細(xì)化晶粒的微合金元素，但是Nb的加入量超過0.05%時(shí)，細(xì)化晶粒效果將不再明顯提升[14]。由圖6可見，V含量從0.05% 增加到0.20%的過程中，VC的析出溫度從880 ℃升高到1025 ℃，VC的最大析出量從1.26 g升高到3.27 g。VC的析出溫度遠(yuǎn)低于NbC，不同于NbC，VC在奧氏體晶界的鐵素體中沉淀析出，在軋制過程中能抑制奧氏體的再結(jié)晶并阻止晶粒長(zhǎng)大，從而起到細(xì)化鐵素體晶粒、提高鋼強(qiáng)度和韌性的作用[14]。

圖5 Nb含量對(duì)微合金化2000 MPa熱成形鋼中NbC析出溫度和析出量的影響Fig.5 Effect of Nb content on precipitation temperature and amount of NbC in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

圖6 V含量對(duì)微合金化2000 MPa熱成形鋼中VC析出溫度和析出量的影響Fig.6 Effect of V content on precipitation temperature and amount of VC in the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

3 微合金化熱成形鋼的性能和組織

對(duì)熱成形后的鋼板進(jìn)行拉伸試驗(yàn)以檢測(cè)力學(xué)性能，得到的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖7?？梢?個(gè)平行拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度均超過2000 MPa，總伸長(zhǎng)率均超過8%，具有良好的強(qiáng)塑性匹配。拉伸試樣斷口形貌見圖8，斷口為韌性斷裂，韌窩清晰可見，未見脆性斷裂特征，證明本試驗(yàn)鋼具有良好的塑韌性。

圖7 微合金化2000 MPa熱成形鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.7 Engineering stress-strain curves of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

圖8 微合金化2000 MPa熱成形鋼的拉伸斷口形貌Fig.8 Morphology of tensile fracture of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

熱成形鋼板的極限尖冷彎性能是評(píng)價(jià)熱成形零部件塑韌性的重要指標(biāo)之一[15]，根據(jù)VDA238-100 中規(guī)定的方法進(jìn)行評(píng)價(jià)，微合金化2000 MPa熱成形鋼的彎曲力和位移關(guān)系曲線見圖9，由曲線計(jì)算的彎曲角度等數(shù)據(jù)見表3?？梢?，2000 MPa熱成形鋼的平均冷彎角為66.8°，且標(biāo)準(zhǔn)差為1.6。根據(jù)報(bào)道[10]，1500 MPa熱成形鋼的冷彎角約為62°，含0.2%V的2000 MPa熱成形鋼的冷彎角約為64°，因此可見，本試驗(yàn)用2000 MPa熱成形鋼的韌性和1500 MPa熱成形鋼是相當(dāng)?shù)摹?/p>

圖9 微合金化2000 MPa熱成形鋼的三點(diǎn)彎曲力-位移曲線Fig.9 Three-point bending force-displacement curves of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

表3 微合金化2000 MPa熱成形鋼的冷彎角計(jì)算結(jié)果

熱成形鋼的微觀組織和表面狀態(tài)等很多因素都會(huì)影響熱成形鋼的三點(diǎn)彎曲性能，特別是脫碳層厚度，脫碳層厚度越厚，冷彎角度越大，熱成形過程中脫碳是不可避免的，并且很多因素都會(huì)影響脫碳層厚度[16]。因此檢測(cè)了平板模具淬火后熱成形鋼的脫碳層厚度，如圖10所示。由圖10可見，熱成形后鋼板表面只有局部脫碳，且厚度不超過10 μm，因此說明本試驗(yàn)熱成形鋼的脫碳對(duì)尖冷彎試驗(yàn)的結(jié)果影響不大。

圖10 微合金化2000 MPa熱成形鋼三點(diǎn)彎曲試樣的脫碳層形貌Fig.10 Morphology of decarburization layer of three-point bending specimen of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

通過EBSD對(duì)熱成形鋼的組織進(jìn)行表征可見，低碳馬氏體的顯微組織是板條馬氏體，而板條馬氏體的組織包含3個(gè)區(qū)域，分別為板條(lath)、塊(block)和束(packet)，板條馬氏體的組織層級(jí)示意圖見圖11[17-18]，其中馬氏體板條是馬氏體單晶，具有高密度的晶格缺陷；塊是具有相同晶體取向板條的聚合，板條之間是小角度晶界；而束是奧氏體中具有相同{111}平面(即慣習(xí)面)的塊的聚合[17]。 馬氏體的力學(xué)性能是由這些層級(jí)結(jié)構(gòu)決定，比如束的尺寸越小，馬氏體的強(qiáng)度越高，同時(shí)韌性也會(huì)提高[17-19]。因此對(duì)馬氏體組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征是分析其強(qiáng)韌性機(jī)制的關(guān)鍵。

圖11 板條馬氏體的組織示意圖[17-18]Fig.11 Schematic diagram of lath martensite[17-18]

圖12(a)是微合金化2000 MPa熱成形鋼的EBSD圖像質(zhì)量圖，可見組織是全馬氏體，原奧氏體晶界和馬氏體組織清晰可見。圖12(b)為圖12(a)對(duì)應(yīng)的取向分布圖，圖12(b)中黑色線是取向差大于10°的界面線，即馬氏體束(packet)和塊(block)的界面。從圖12(a，b) 可以清晰看到原奧氏體晶界，典型的原奧氏體晶界在圖12(b)中用粗白線標(biāo)注。奧氏體晶粒內(nèi)部也可以看到馬氏體束(packet)區(qū)域(A區(qū)域和C區(qū)域)和馬氏體塊(block)區(qū)域(字母B所在的綠色區(qū)域)。從圖12(b)還可以看到大量的細(xì)小馬氏體塊(block)，即白色箭頭所示區(qū)域。原奧氏體晶粒尺寸約為10 μm，而細(xì)小的馬氏體塊(block)尺寸普遍不超過5 μm。正是Nb和V的碳化物的細(xì)化晶粒作用，使奧氏體晶粒細(xì)化，同時(shí)也使馬氏體塊細(xì)化，而馬氏體塊又是由大量高位錯(cuò)密度的馬氏體板條組成，這是微合金化2000 MPa熱成形鋼在高強(qiáng)度的同時(shí)又具有高塑韌性的主要原因[20]。

圖12 微合金化2000 MPa熱成形鋼的EBSD圖像質(zhì)量圖(a)、取向分布圖(b)及晶界分布圖(c)Fig.12 EBSD image quality diagram(a), orientation distribution map(b) and grain boundary distribution map(c) of the microalloyed 2000 MPa hot stamping steel

圖12(c)為圖12(a)對(duì)應(yīng)的晶界分布圖，圖12(c)中取向差大于10°的晶界用紅色線表示，取向差在5°～10°的晶界用黑色線表示，取向差介于2°～5°的晶界用綠色線表示。首先可以看到圖12(c)中紅色線和圖12(b)中的黑色線重合，這是馬氏體塊(block)和束(packet)的界面以及原奧氏體晶界，從圖12(c)也可以看到馬氏體組織的充分細(xì)化。圖12(c)中黑色線的數(shù)量很少，且都分布在紅色線所包圍的馬氏體塊內(nèi)部；綠色線大部分都分布在馬氏體塊(block)中，且不連續(xù)分布，但是綠色線的數(shù)量遠(yuǎn)遠(yuǎn)多于黑色線。馬氏體塊內(nèi)部是馬氏體板條(lath)晶粒，由圖12(c)可以說明馬氏體板條之間沒有大角度晶界(大于10°)，只有小角度晶界，且晶界取向差大部分小于5°，而且小角度晶界不連續(xù)分布。

4 結(jié)論

1) Nb和V的質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化會(huì)影響微合金化2000 MPa熱成形鋼中NbC和VC的析出溫度和析出量，Nb含量從0.02%增加到0.10%的過程中，NbC的析出溫度從1157 ℃升高到1330 ℃，最大析出量從0.25 g 增加到1.25 g。V含量從0.05%增加到0.20%的過程中，VC的析出溫度從880 ℃升高到1025 ℃，VC的最大析出量從1.26 g升高到3.27 g。

2) 隨著等溫時(shí)間延長(zhǎng)，NbC的尺寸逐漸增大，但是增大的速率逐漸減小。相同等溫時(shí)間下，在1100 ℃以下，隨著溫度升高，NbC的尺寸逐漸增大，但是溫度超過1100 ℃后，NbC的尺寸急劇減小。在不同等溫條件下，NbC的尺寸變化范圍在3～23 nm。

3) 微合金化2000 MPa熱成形鋼的抗拉強(qiáng)度超過2000 MPa，伸長(zhǎng)率超過8%，且根據(jù)VDA238-100測(cè)定的彎曲角度平均值為66.8°，具有良好的強(qiáng)韌性匹配。

4) 根據(jù)EBSD表征結(jié)果，2000 MPa熱成形鋼原奧氏體晶粒尺寸約為10 μm，馬氏體組織由束(packet)、塊(block)和板條(lath)組成，馬氏體塊(block)的尺寸普遍不超過5 μm。馬氏體板條之間沒有大角度晶界(大于10°)，只有小角度晶界，且晶界取向差大部分小于5°，而且小角度晶界不連續(xù)分布。細(xì)小的原奧氏體晶粒和馬氏體塊組織是微合金化2000 MPa熱成形鋼具有高強(qiáng)度、高塑韌性的主要原因。