超高強度鋼在汽車輕量化中的應用及研究進展

唐遠壽, 司 宇, 徐正萌, 于碩碩, 曹鵬軍, 栗克建, 馮 毅, 高 翔

(1. 重慶科技學院 冶金與材料工程學院, 重慶 401331;2. 中國汽車工程研究院股份有限公司, 重慶 401122)

超高強度鋼是指在室溫下,抗拉強度高于1470 MPa、屈服強度高于1380 MPa的合金鋼[1]。汽車零部件使用超高強度鋼可實現輕量化,從而提高汽車燃油經濟性,減少碳排放。使用超高強度鋼來使汽車減重,滿足汽車輕量化要求,同時提升汽車耐撞性及安全使用性能。在20世紀90年代,北美試制出一種超輕鋼汽車車身樣品[2],車體90%采用高強度鋼板,減重達30%,汽車在彎曲剛性與扭曲剛性方面提高了1倍左右,證明了鋼材作為未來車輛的結構材料仍具有較大潛力。

乘用車自身質量每下降10%,油耗降低6%～8%,尾氣排放降低4%[3]。近10年燃油乘用車的整車輕量化系數總體呈下降趨勢,均值由 2010年的3.47降低至2020年的2.39,降幅達30%[4]。隨著汽車工業的發展,油耗、霧霾、安全等問題隨之產生,以及國家安全法律法規的日趨嚴格,汽車節能減排和提高安全性能已刻不容緩,汽車輕量化的技術要求不斷提升。

迄今為止,高強度鋼的發展已經經歷了第一代到第三代的演變,如圖1所示。第一代高強度鋼的強塑積為10～20 GPa·%,主要包括雙相鋼、多相鋼和相變誘導塑性鋼等;第二代為50 GPa·%以上,主要包括奧氏體孿晶誘導塑性鋼、誘導塑性輕鋼和硼鋼等[5]。第三代高強度鋼以馬氏體為基體組織,采用微合金化的手段,通過熱處理工藝對組織的調控,利用沉淀硬化、細晶強化等強化機制來獲取高強塑積、高硬度、低成本等優異性能的鋼種,已經成為國內外輕量化汽車用鋼的研究重點,但是新型超高強度鋼的開發面臨強韌性平衡的難題。

圖1 各類常規與先進高強度鋼強度與伸長率數據匯總[5]Fig.1 Data summary of strength and elongation of all kinds of conventional and advanced high-strength steels[5]

鑒于鋼鐵材料強度高、塑性不足的問題,國內外研究學者從超高強度鋼的工藝-組織-性能方面進行了一系列試驗,為超高強度鋼的強塑積研究提供參考。本文對當前應用在汽車上的1500～1700 MPa強度級熱成形馬氏體鋼(PH鋼)、淬火延性鋼(QP鋼)和低合金馬氏體超高強度鋼(M鋼)的合金成分、熱處理工藝、組織性能及超高強度鋼的最新研究內容和成果進行了綜述。

1 PH鋼、QP鋼和M鋼的發展

關于超高強度鋼的研究開發,國內外鋼廠都進行了大量的工作。日本新日鐵、JEF、神戶制鋼、韓國浦項、瑞典SSAB和巴西ArcelorMittal 等鋼鐵公司已開發出各自的超高強度鋼產品,并在汽車行業得到應用。上述當前應用在汽車上的1500～1700 MPa超高強度鋼有熱成形鋼(PH鋼)、淬火延性鋼(QP鋼)、低合金馬氏體超高強度鋼(M鋼),如表1所示。

表1 1500～1700 MPa的超高強度鋼牌號、成形及軋制方式

熱成形鋼的研發減小了產品的回彈、開裂問題,技術路線如圖2(a)所示。最開始的熱成形鋼并未應用在汽車上,主要用于制造鋸片和割草機的刀片[6]。直到1975年,瑞典科學家率先提出了采用熱沖壓成形工藝制造復雜且易變形的車身安全件和結構件[7],直到1984年,瑞典SSAB汽車公司最先運用該技術制造出汽車車身零部件門內防撞桿[8]。1991年,第一件熱成形保險杠用于福特汽車[9]。目前應用在汽車上強度為1500 MPa級PH鋼為Mn-B、Mn-B-Nb、Mn-B-V、Mn-B-Nb-V等系列[10],主要應用在后保險杠、A柱、B柱、中通道、門內防撞梁、車頂加強梁、縱梁、中通道、門檻加強梁等構件。

圖2 超高強度鋼的熱處理工藝路線 (a)PH鋼;(b)QP鋼;(c)M鋼Fig.2 Heat treatment processes of the ultra-high strength steels(a) PH steel; (b) QP steel; (c) M steel

QP鋼的工藝原理可追溯到Matas和Hehemann[11]最先發現了鋼中碳原子可由馬氏體配分至殘留奧氏體的現象,后來Thomas等[12]通過試驗指出,在淬火過程中,馬氏體板條間的殘留奧氏體會增碳(碳由馬氏體板條內向板條界的殘留奧氏體擴散)。1983年,Hsu和徐祖耀等[13]通過計算發現,低碳馬氏體形成的同時會伴隨著碳原子的擴散,并且擴散的速度和馬氏體形成的速度相差不多,大約達到10-7s數量級,這一現象在當時并沒有受到重視,但為淬火-配分(Q-P)工藝提供了理論基礎。21世紀初,Speer等[14]提出了Q-P熱處理的概念,如圖2(b)所示,并提出CPE(Constrained para-equilibrium)模型。但是Hutgren等[15]認為相變過程中各相的 Fe/X原子比例應保持不變,提出了PE(Para-equilibrium)模型,兩人后來將CPE模型改名為CCE模型(Constrained carbon equilibrium),認為熱力學平衡的標志是碳原子在兩相中的化學勢相同。后來徐祖耀院士等[16]將Q-P工藝進行了推廣,提出了淬火-配分-回火工藝(Q-P-T),跟以往的Q-P熱處理工藝抑制碳化物析出不同,在傳統QP鋼基礎上,添加一定量的Nb、V、Ti等強碳化物形成元素,在配分(P)結束后進行回火(T),使基體析出碳化物達到彌散強化的效果,其中回火溫度(TT)范圍可大于、等于或小于配分溫度(PT),即TT>PT,TT=PT,TT

當前應用在汽車上的1500 MPa級QP鋼最開始由寶鋼生產,現在,鞍鋼、河鋼等鋼鐵企業也具備了1500 MPa級QP鋼的生產能力,國內鋼鐵企業在QP鋼生產處于國際領先地位,主要應用在A、B柱和加強件。

馬氏體最先由德國冶金學家Martens于19世紀在一種硬礦物中發現[19],為了紀念這位著名的冶金學家,將鋼淬火得到的高硬度相稱為馬氏體。為了解決汽車復雜零部件的成形問題,生產了微合金馬氏體鋼,其組織以板條馬氏體為主,含有極少量的殘留奧氏體,工藝路線如圖2(c)所示。M鋼的成形方式為冷成形(如輥彎成形),相比熱成形,輥彎成形的效率高、成本低、回彈開裂的趨向性更小。主要用于A、B柱,保險杠、門檻加強板、側內門的防撞桿等零部件。

2 PH、QP、M超高強度鋼的研究進展

2.1 PH鋼

2.1.1 1500 MPa級 PH鋼的合金成分設計

微合金化對PH鋼的零件制造極其重要,是實現高彎曲角度、抗氫脆斷裂、高韌性、高淬透性等性能的必要手段,對納米級第二相析出、晶粒細化、碰撞安全性能、斷裂失效性能有著重要的作用。表2為當前各生產商1500 MPa級PH鋼的合金成分體系。

表2 1500 MPa PH鋼的合金成分體系(質量分數,%)

2.1.2 PH鋼組織性能調控

熱成形鋼的成形過程是一個熱力和相變耦合的過程。因為相變與熱沖壓過程中的塑性變形緊密耦合,所以熱成形鋼在連續冷卻過程中的相變相當復雜。近十年來,在試驗方法、動力學和性能預測等方面對熱沖壓過程中的相變進行了研究。相變動力學模型對于預測熱沖壓零件的力學性能至關重要。Liu等[20]的預測模型可對不同C含量下超高強度鋼的抗拉強度進行了預測,表明C含量每增加0.01wt%,抗拉強度就增加約30 MPa,Li等[21]、Kirkaldy等[22]、Lee等[23]提出的模型均可以預測變形連續冷卻轉變后最終相分數和硬度;Li等[24]模型預測鋼在熱處理過程中的顯微組織變化;?kerstr?m和Oldenburg[25]基于Kirkaldy等[22]的速率方程,對基本速率方程進行了修改,預測不同冷卻速率下奧氏體的分解產物;Hart-Rawung等[26]提出模型預測預應變對材料相變的影響;Hippchen等[27]預測了退火過程中鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體的數量和分布;Neumann等[28]基于(TMM)模型,預測熱沖壓工藝參數對最終形狀和殘留應力狀態的影響;Serajzadeh等[29]建立了基于有限元法和可加性規則的數學模型,用于預測鋼冷卻過程中的組織變化;Bok等[30]模擬結果表明奧氏體變形對熱壓成形板材的最終強度和殘留應力分布有很大影響。這些模型為研究不同條件下超高強度鋼的拉伸強度和相變有著重要指導作用。

研究人員通過試驗方法研究熱處理工藝對PH鋼的影響。PH鋼(0.38C-1.58Mn-1.48Si)在300 ℃回火時,材料獲得最佳的伸長率,強度高達2000 MPa[31];在150 ℃/s的加熱速率下,相比1 ℃/s的加熱速率,可使PH鋼的塑性和成形后硬度提高25.7%和5%[32]。高的熱沖壓溫度易使原始奧氏體晶粒(PAGS)粗化,淬火后導致亞結構的尺寸變大(Lath、Packet、Block),從而導致材料的韌性降低[33];當模具冷速大于60 ℃/s時,PH鋼為全馬氏體[34];當奧氏體化溫度為920 ℃時,鋼保溫2 min后的組織為均勻板條馬氏體,其具有最佳的綜合性能[35]。形變可加速擴散相變的發生,導致CCT曲線向保溫時間較短的方向移動,但隨著塑性應變的增加,擴散轉變的加速度迅速飽和,且較低的變形溫度和高的應變速率可提高馬氏體相變的臨界冷卻速率[21]。

2.2 QP鋼

2.2.1 1500 MPa級 QP鋼的合金成分設計

合金元素對 QP鋼的組織和性能影響很大,適當加入合金元素可以推遲或促進相變、抑制鐵素體生成、細化晶粒等,提高 QP 鋼的性能。各生產商1500 MPa級 QP鋼的合金成分體系如表3所示。

表3 1500 MPa QP鋼的合金成分(質量分數,%)

2.2.2 C、B、Mn、Si、Al對QP鋼的影響

C含量的高低決定了馬氏體晶格的畸變程度,是影響鋼強度的最主要元素;另一方面,間隙碳原子在熱處理的過程中易發生擴散,而配分過程正是利用碳容易擴散的特性,從馬氏體擴散至殘留奧氏體,使得殘留奧氏體富碳,獲得有利于拉伸性能的穩定殘留奧氏體;B可以顯著地提高鋼的淬透性,但在PH鋼中B是微量的,主要是B對焊接裂紋的高敏感性所致,B可提高鋼的硬度,但會降低其沖擊性能;Si含量一般控制在1.5%左右[36],Si在QP鋼中的作用是復雜的:①過多的Si含量使得QP鋼碳當量提高,增加了焊縫及周圍熱影響區的強度,降低了焊接接頭的塑性,導致QP鋼的電阻焊效果不理想;②由于 Si是穩定奧氏體元素,Si含量的降低將導致奧氏體穩定性下降[36];③Si能夠起到抑制馬氏體中滲碳體析出的作用,在有的研究中發現,Si還能延長滲碳體的孕育期,抑制滲碳體長大[37],使鋼擁有高強度的同時保持了較好的伸長率。Mn含量一般控制在1.8%左右[17],Mn在QP鋼中的作用主要是提高奧氏體的穩定性,推遲珠光體、貝氏體相變,避免鋼在快冷的過程中形成低強度相;同時,Mn會降低馬氏體相變開始溫度,有助于提高組織中殘留奧氏體含量。Al和Si都有推遲滲碳體在馬氏體中形成的作用,類似于TRIP鋼形成無碳化物貝氏體的機理,從而形成了QP鋼配分的工藝窗口,使配分時馬氏體中的碳向奧氏體擴散,增強殘留奧氏體的穩定性,使室溫組織中獲得最大量的殘留奧氏體。同時 Al 也是提升馬氏體相變開始溫度的元素,在合理添加的情況下,能夠使得 QP鋼的淬火溫度和配分溫度相等[38],從而達到簡化熱處理工藝的目的。

2.2.3 QP鋼組織性能調控

QP鋼通過控制快冷溫度可以獲得最佳殘留奧氏體含量,從而調節QP鋼的力學性能,為了解釋和預測QP鋼成品中的奧氏體含量,指導制定QP鋼的淬火配分工藝,Speer等[14]提出了CCE(Constrained carbon paraequilibrium)模型:

(1)

通過研究Q-P-T工藝對QP鋼顯微組織的調控,發現增加退火時間,奧氏體的熱穩定性降低,從而增加了回火馬氏體(TM)的體積分數,有效地細化了生成的微觀結構[43]。淬火和配分后的組織經350 ℃回火后,形成了由馬氏體基位錯亞結構組成的薄膜,改善了QP鋼的塑性[17];當回火溫度降低至130～280 ℃時,飽和馬氏體中過量的碳會分配到未轉變奧氏體中,促進過渡碳化物(ε和η)的形成[44]。通過超快全奧氏體化(300 K/s),強塑積可達25.7 GPa·%[45]。Huang等提出一種新的貝氏體等溫轉變+淬火和分配工藝(B-QP),即先在貝氏體區等溫保持3 min,獲得無碳化物貝氏體,再經過淬火和配分工藝,最終獲得無碳化物貝氏體、馬氏體、薄膜狀殘留奧氏體的多相組織,強塑積可達26.3 GPa%[46]。通過不同的奧氏體化溫度進行試驗,研究完全奧氏體化和部分奧氏體化對QP鋼組織的影響,發現完全奧氏體化后的奧氏體晶粒主要為薄膜狀,而部分奧氏體化后則以塊狀奧氏體為主,且完全奧氏體化后保留的殘留奧氏體更多[47];再結晶溫度以下變形時,可細化QP鋼的原始奧氏體晶粒并降低馬氏體相變起始溫度,同時影響了薄膜狀RA的穩定性[48]。

2.3 M鋼

2.3.1 1500～1700 MPa 級M鋼的合金成分設計

M鋼中加入的合金元素極其微量,但實現了超高的強度和良好的伸長率。與其他鋼的成形方式不同,M鋼采用冷成形方式,應用于汽車A柱/B柱等關鍵零部件。各生產商1500～1700 MPa級M鋼的合金成分如表4所示。

表4 1500～1700 MPa級M鋼的合金成分(質量分數,%)

2.3.2 Nb、V對M鋼的影響

M鋼中Nb元素能在奧氏體區析出碳、氮化物,如 NbC和NbN,通過釘軋奧氏體晶界,抑制奧氏體再結晶。在高溫奧氏體形變的情況下,增加奧氏體的再結晶儲能、晶內點缺陷和位錯密度,使得相變的鐵素體形核率更高,形成更加細小的鐵素體,并釘軋鐵素體的晶界,抑制鐵素體的長大,達到細晶強化的效果[49];V是一種低溫析出的微合金元素,VN的析出溫度較高,也有釘軋奧氏體晶界,抑制奧氏體再結晶的效果。VC的特點是到溫析出,沒有孕育期,析出溫度相對較低,一般在鐵素體中析出[50],對控軋控冷的要求不高,較厚的部件中析出可起到沉淀強化的作用。Nb或V微合金處理后,鋼中馬氏體板條束尺寸和板條片間距顯著降低,雖然Nb、V的添加均能提高鋼的力學性能,但是與含V鋼相比,含Nb鋼的回火穩定性較差[51]。

2.3.3 M鋼組織性能調控

馬氏體鋼的細小PAGS不僅能實現細晶強化,還能使相變孿晶被抑制并被位錯馬氏體所取代,且產生塊狀殘留奧氏體[48],對鋼的淬透性、強度和沖擊性能有顯著影響。在160 ℃/s的冷卻速率下,α′-M在MS鋼中的含量增加[52],且較高的冷速會減少碳擴散,從而促進馬奧島的產生,使材料的韌性下降[53]。當水淬溫度高于710 ℃時,M鋼可獲得均勻的馬氏體形貌和超高的抗拉強度[54]。當Block和Packet的傾斜度高達-55°時,塑性變形和TRIP轉變集中在馬氏體Block和Packet之間的邊界上[55]。當加熱速率為100 ℃/s, 顯微組織由馬氏體(60%)、下貝氏體(37%)和殘留奧氏體(3%)組成[56]。

回火處理對試驗用鋼的彎曲性能和沖擊性能有明顯改善[57],但回火溫度過高會造成彎曲性能和沖擊性能下降,但對織構沒有影響[58]。通常沉淀強化能提高馬氏體鋼的強度及韌性,但納米沉淀位于馬氏體板條的內部位錯和板條邊界上;在板條邊界上時,如果通道和邊界擴散快速發生[59],會導致馬氏體鋼的沉淀強度非常小,所以研究人員通過增加合金含量(Nb、V、C、Ti等),來增加納米沉淀的數量密度[60]。但是合金含量的增加將引發一系列問題,如析出相尺寸變大、碳當量過高、成本更高和有害相的產生,對于獲得具有彌散分布的納米沉淀的馬氏體鋼,傳統的固溶時效處理可能不是最佳選擇。最近的研究表明,通過控制位錯密度來增加基體中共格納米沉淀的數量和細馬氏體板條數目,使M鋼屈服強度提高了約24%,且塑性沒有明顯損失[61]。M鋼中位錯促進納米沉淀的形成過程如圖3所示。

圖3 M鋼中位錯促進納米沉淀的形成過程[61]Fig.3 Formation process of nanocrystalline precipitation promoted by dislocation in M steel[61]

均質成核的形成能由式(2)給出:

ΔGhomo=V(ΔGV+ΔGS)+Aσ

(2)

式中:ΔGv為體積化學驅動力;ΔGs為基體中析出核的失配彈性應變能;σ為界面能;V和A分別為原子核的體積和表面積。

核總數N是異相成核N和均相成核N的總和:

N=Nhetero+Nhomo

(3)

異質形核位置Nhetero可以通過位錯節點密度(ρ)來估算:

Nhetero=0.5ρ1.5

(4)

3 結語與展望

本文重點綜述了1500～1700 MPa強度級別的PH鋼、QP鋼和M鋼的發展歷程、合金成分體系及組織性能調控的最新研究成果。第三代高強度低合金(HSLA)鋼具有超高的強度、良好的耐蝕性和焊接性,以及低成本,是汽車輕量化的有效途徑。2021年,商用車已經提升總成節油和輕量化應用水平,到2022年底,實現整車材料預期減重10%[5]。鑒于鋼鐵發展的不斷進步,汽車輕量化的要求會更高,因此,鋼鐵材料在汽車上的應用范圍會越廣。筆者對新型超高強度鋼的研究開發有幾點展望:

1) 在超高強度鋼強塑化機理研究中,大多數工作集中在探究單一合金元素對鋼的作用,多種合金元素在鋼中的協同作用研究報道較少,應將計算機模擬技術、合金元素和熱處理工藝結合起來調控超高強度鋼的晶粒尺寸、板條厚度、殘留奧氏體的含量及穩定性和納米碳化物的彌散分布,以獲得最優的綜合力學性能。

2) 目前在超高強度鋼的生產中,國內現有的生產線已經固定,而超高強度鋼的生產需要特殊的生產線(如連續退火超快冷生產線,完全依賴進口),由于產線的價格昂貴,只有個別企業有能力進行超高強度鋼的生產,且生產線也只是進行了大幅度的簡化,未能充分發揮超高強度鋼的最大特點,因此,開發適合超高強度鋼的生產線也是必要的。