熱處理工藝對高強中錳汽車用鋼成形性能的影響

蘆永發　董瑞峰　畢曉宏　楊維宇　楊陽　王彥儒

關鍵詞：第3代汽車用鋼；中錳鋼；兩相區直接退火；ART退火；微觀組織；強塑積；織構；成形性能

0 引言

隨著國民經濟的不斷發展，我國汽車保有量不斷提高，隨之而來的問題就是環境污染問題，因此汽車輕量化成為人們關注的熱點。在汽車行業內，強塑積是衡量汽車用鋼性能的一項重要指標。目前汽車用鋼已經從第1代發展到第3代，第1代汽車用鋼由于其強塑積一般在15 GPa·%左右，不能滿足汽車安全性能的要求；第2代汽車用鋼雖然強塑積可以達到50 GPa·%以上，但由于其添加了很多合金元素，制造成本較高，生產工藝也較復雜；第3代汽車用鋼的強塑積在30 GPa·%左右，介于第1代和第2代汽車用鋼之間，安全性能也能夠滿足汽車性能的要求。

對于第3代汽車鋼，目前熱處理工藝主要采用ART（Austenite Reverted Transformation）退火工藝、Q&P（Quenching and Partitioning）工藝、兩相區直接退火工藝。相對Q&P工藝， 經ART工藝處理后，成品鋼板強度較低，但伸長率高，所以二者強塑積相近，由于ART工藝處理后成品鋼板的成形性能較好，故應用比較廣泛。兩相區直接退火工藝與ART退火工藝相類似，但由于兩相區直接退火沒有淬火工序，可以節約更多成本，所以也常作為第3代汽車用鋼熱軋或者冷軋后熱處理的方法。當前，有學者對ART工藝和兩相區直接退火工藝進行了研究，如FAN L F等對熱軋0.13%C-5.4%Mn鋼ART退火工藝不同退火溫度進行研究以尋求最佳的熱處理工藝，研究得出在930 ℃保溫20 min淬火和675 ℃保溫30 min退火后，試驗鋼獲得了最佳的綜合力學性能，抗拉強度為1 050 MPa， 伸長率為25%，強塑積達到26.3 GPa·%； ZHOU T P等揭示了冷軋板兩相區直接退火不同退火溫度下鐵素體回復再結晶與奧氏體形核長大之間的關系，表明鐵素體基體與奧氏體之間有很強的相互作用，退火過程中基體的再結晶，為奧氏體成核和生長提供了良好的條件，該過程中奧氏體的形成降低了基體再結晶動力學，從而延遲了奧氏體晶粒周圍基體的再結晶過程，但目前很少有學者對兩種工藝進行對比。本文以Al、Si含量較少的第3代中錳汽車用鋼作為研究對象，分別采用ART退火工藝和兩相區直接退火工藝，獲得鐵素體和奧氏體雙相組織，在保證低成本的同時，獲得較好的性能，使其強度達到800～1 200 MPa， 強塑積達到30 GPa·%以上，從而得出最佳的熱處理工藝參數，并對兩種工藝進行對比分析，為其工業化生產提供了參考。

1 試驗材料和方法

試驗鋼采用50 kg真空中頻感應爐冶煉，化學成分如表1所示。坯料加熱溫度為1 200 ℃，將坯料經6道次熱軋成厚度4.5 mm的薄板，開軋溫度為1 170～1 180 ℃，終軋溫度為930 ℃；然后酸洗，將酸洗后的薄板冷軋至1.5 mm厚。

將冷軋后的試驗鋼板分別進行ART退火和兩相區直接退火處理，研究不同退火工藝下鋼板組織性能的變化規律。其中ART退火工藝：試樣在800 ℃保溫5 min后進行水淬，然后分別在620、630、640 ℃保溫10 min并空冷至室溫。兩相區直接退火工藝：試樣分別在620、630、640 ℃保溫10 min并空冷至室溫。同時，對比分析兩種工藝下鋼板組織性能的差異，以揭示造成鋼板性能差異性的本質原因。

試驗鋼的相變點采用熱膨脹法來確定，利用Origin軟件將原始數據繪制出溫度-膨脹量曲線，如圖1所示。在曲線上通過切線法可以得到試驗鋼Ac1和Ac3的溫度分別為585 ℃和755 ℃。

采用FEI QUANTA650型場發射掃描電鏡對試驗鋼板微觀組織進行觀察，采用4%的硝酸酒精溶液對試樣進行腐蝕；利用荷蘭帕納科X Pert PRO MPD型X射線衍射儀對試驗鋼中的殘余奧氏體體積分數進行測量，利用式（1）計算奧氏體體積分數；利用SHT-4605型微機控制電子萬能試驗機進行拉伸試驗。

VA=（1-VC）/[1+G（IM/IA）]（1）

式中：VA為殘余奧氏體體積分數，%；VC為試驗鋼中的碳質量分數，%；IM和IA分別為試驗鋼中馬氏體和奧氏體晶面衍射峰的累積強度；G為奧氏體晶面和馬氏體晶面對應的強度有關因數之比。

2 試驗結果與分析

2.1 ART工藝對試驗鋼板組織性能的影響

圖2為ART工藝不同退火溫度下試驗鋼板的微觀組織照片，可以看出，組織均為奧氏體、新生馬氏體以及鐵素體的混合組織。淬火過程中馬氏體在原始奧氏體晶粒內部形核，而且原始奧氏體晶界處還有奧氏體形成；退火過程中，由于C、Mn元素的重新配分，部分馬氏體中C元素變得不再飽和，轉變為鐵素體，圖2中凸起部分為馬氏體和奧氏體，凹陷部分為鐵素體。退火溫度為620 ℃時，鋼板組織為馬氏體和鐵素體，而且淬火態的碳化物基本未溶解，如圖2（a）放大處所示，此時奧氏體體積分數為19%左右（圖3（b）），這是由于退火溫度低，C、Mn配分不完全導致的。退火溫度為630 ℃時，碳化物開始溶解，如圖2（b）所示，為奧氏體的形核提供了能量，奧氏體含量明顯增多，此時奧氏體體積分數達到20.1%（圖3（b））。退火溫度為640 ℃時，鋼板組織主要為奧氏體和鐵素體，如圖2（c）所示，這是由于退火溫度升高，碳化物基本溶解，為奧氏體的形核提供了充足的能量，但由于溫度的升高，晶粒尺寸也變大，使得奧氏體中C、Mn元素減少，奧氏體變得不穩定，在冷卻過程中部分轉變為馬氏體，此時奧氏體體積分數為16.8%（圖3（b））。

圖4為試驗鋼板在ART退火工藝不同退火溫度下的力-位移拉伸曲線圖。屈服強度可由公式（2）計算得出，如表2所示。

σs=σ0+kd-1/2（2）

式中：σs為屈服強度，MPa； σ0為作用在位錯上的摩擦力，MPa； k為常數，與材料的種類性質以及晶粒尺寸有關；d為平均晶粒直徑，m。

在800 ℃保溫5 min淬火，620 ℃保溫10 min退火后，鋼板屈服強度最大，為800 MPa； 隨著退火溫度的升高，屈服強度逐漸降低，這是因為屈服強度與晶粒尺寸息息相關，隨著退火溫度的升高，晶粒長大，因此屈服強度逐漸降低?？估瓘姸入S退火溫度的升高逐漸上升，這是由于隨著退火溫度的升高，一部分不穩定奧氏體在冷卻時會轉變為馬氏體，還有試樣在斷裂過程中受到TRIP效應的影響，使得抗拉強度隨溫度升高而逐漸上升。伸長率隨著退火溫度的升高先上升后下降，伸長率受TRIP效應影響顯著。TRIP效應發生時不穩定的奧氏體會轉變為馬氏體，使得頸縮延遲產生，奧氏體含量越高，TRIP效應持續的時間就越長，伸長率也就越高。因此，強塑積隨退火溫度的升高先上升后下降。800 ℃保溫5 min淬火，620 ℃保溫10 min退火后，鋼板力學性能達到最佳，強塑積為27.5 GPa·%。

2.2 兩相區直接退火工藝對試驗鋼板組織性能的影響

圖5為試驗鋼板兩相區直接退火不同退火溫度下的微觀組織照片。當退火溫度為620 ℃時，如圖5（a）所示，凸起的組織為奧氏體，而且有很多白色碳化物析出，如圖中放大的圖片，由XRD分析圖6可知，此時奧氏體體積分數為19.5%。退火溫度升高到630 ℃，如圖5（b）所示，碳化物逐漸溶解，奧氏體含量增加，此時奧氏體含量最高，體積分數達到22.3%。當退火溫度升高到640 ℃時，如圖5（c）所示，凸起的組織不只有奧氏體，還有部分奧氏體轉變成的馬氏體，這是由于溫度升高，晶粒長大，C、Mn元素含量降低導致的，此時奧氏體的體積分數為20.7%。與ART工藝不同的是，兩相區直接退火后試驗鋼板的晶粒尺寸更加細小，這可能是因為冷軋鋼板的位錯密度要高于淬火后的位錯密度，從而導致奧氏體的形核位置增加進而細化晶粒。

圖7為試驗鋼兩相區直接退火工藝不同退火溫度下的位移-力拉伸曲線圖。屈服強度同樣通過式（2）計算得出，如表3所示?？梢钥闯觯弘S著退火溫度升高，試驗鋼板屈服強度逐漸降低，這是由于屈服強度主要受晶粒尺寸和位錯的影響，隨著退火溫度的升高，晶粒尺寸逐漸變大而導致；與ART工藝相比，兩相區直接退火試驗鋼板的晶粒更細小，所以兩相區直接退火試驗鋼板的屈服強度整體要比ART工藝的高。

試驗鋼板抗拉強度先降低后升高，這是因為退火溫度620 ℃時存在很多被拉長的鐵素體，使得材料的塑性降低，抗拉強度比630 ℃時要高，而退火溫度為640 ℃時，抗拉強度高的原因是此時組織中不只有奧氏體，還有馬氏體的存在，使抗拉強度升高；與ART 工藝相比，兩相區直接退火試驗鋼板的抗拉強度更高，這是因為ART工藝退火的試驗鋼板奧氏體含量少，而且多為穩定的板條狀奧氏體，在拉伸過程中只有部分發生TRIP效應，即奧氏體轉變為馬氏體量少的結果。試驗鋼板伸長率與強塑積的變化規律相同，都是先升高后降低，這是因為退火溫度630 ℃時奧氏體含量最多，TRIP效應也更加明顯，導致頸縮延遲。與ART工藝對比，經兩相區直接退火試驗鋼板的伸長率和強塑積都更高一些，因此，可用兩相區直接退火代替ART工藝，這樣可以節約更多成本，而且性能還更優秀。

2.3 兩種熱處理工藝下力學性能及成形性能分析

兩種熱處理工藝中最佳的熱處理工藝參數分別為630 ℃保溫10 min兩相區直接退火和800 ℃保溫5 min淬火后630 ℃保溫10 min ART退火。r值是衡量材料成形性能的重要參數，而且r值的大小與織構有關，因此對兩種最佳熱處理工藝下的試驗鋼板分別測試其織構組成。

通過取向分布函數（ODF）分析試驗鋼板的織構種類和密度情況，如圖8所示，可以看出兩種熱處理工藝下試驗鋼板均存在{001} ，{112} ，{223}，{111} 和{111} 織構，兩相區直接退火試驗鋼板的織構密度較大，密度水平最大為2.30。

表4是不同熱處理工藝下試驗鋼板不同取向的織構體積分數，從表中可以看出，兩相區直接退火鋼板的{001}、{112}、{223}、{111}、{111}織構的體積分數均高于ART退火鋼板。

通過ResMat-TeTools織構分析軟件的計算，能夠得出兩相區直接退火（630 ℃保溫10 min）和ART退火（850 ℃保溫5 min淬火后630 ℃保溫10 min退火）工藝下的{111}、{110}和{100}織構的含量，如圖9所示。{111}織構為有利織構，{100}織構為不利織構，{110}織構介于二者之間。大量文獻證明{111}織構能夠提高r值。從圖9中看出，冷軋板經兩相區直接退火后，{111}織構體積分數為16.35%，{110}織構體積分數為22.95%。{111}和{110}織構含量均比ART退火的含量高，而ART工藝下{100}不利織構的含量要比兩相區直接退火的含量高。由此可見，兩相區直接退火相比于ART退火，可以使鋼板獲得更優異的成形性能。

3 結論

（1）采用ART退火工藝與兩相區直接退火工藝，隨著退火溫度的升高，試驗鋼板抗拉強度上升，屈服強度下降，殘余奧氏體含量先上升后下降，伸長率、強塑積均先上升后下降。當退火時間為10 min時，兩種工藝的最佳退火溫度均為630 ℃，強塑積分別為27.5 GPa·%和30.3 GPa·%。

（2）相比于ART退火工藝，經兩相區直接退火后，試驗鋼板中有利織構{111}含量高，不利織構{100}含量低，具有更好的成形性能。

本文摘自《軋鋼》2023年第5期