袁昌望，黃加進，李聲慈，卞賢芝，劉世存

（江西理工大學材料冶金化學學部，江西 贛州341000）

采用高強鋼是實現(xiàn)汽車輕量化和保障安全性的重要途徑[1]。盡管超高強度鋼板具有較高的強度，但它在室溫下變形能力差、 所需的沖壓力大，容易開裂，沖壓后的復雜零件回彈增加，導致零件尺寸和形狀不穩(wěn)定[2]。通過熱沖壓成型技術(shù)獲得的超高強鋼能很好地解決上述問題[3-4]。

熱成形鋼的技術(shù)原理是加熱鋼板并保溫使其均勻奧氏體化，然后進行沖壓成形并保壓一段時間，鋼板在成形及保壓過程中完成淬火，最終獲得內(nèi)部組織為馬氏體的超高強鋼零部件[5-6]。熱成形工藝主要應(yīng)用在汽車各個零件上，因其強度高，可更好地推進汽車輕量化的研究進展。目前，熱沖壓用的高強鋼主要是含硼元素的鋼板，隨著技術(shù)工藝不斷發(fā)展，目前開發(fā)出了很多種類，例如18MnB5、22MnB5、30MnB5 等，其中22MnB5 在熱沖壓中應(yīng)用最為廣泛，該鋼種具有較好的綜合力學性能[7-10]。而該牌號的鋼板需要進一步探索其熱沖壓成形技術(shù)，以及在不同模具下獲得的熱成形鋼組織和性能的差異和回彈變化，相關(guān)研究較少[11]。

本文采用冷硬態(tài)熱成形鋼作為實驗用鋼，通過金相顯微組織、拉伸性能等方法研究不同熱成形工藝參數(shù)對組織性能的影響。這將為熱沖壓型鋼的實際生產(chǎn)和應(yīng)用提供重要的理論指導意義。

1 實驗方法

采用的原始材料是國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的汽車用熱成形鋼，其主要化學成分如表1 所列。連鑄坯加熱溫度為1230℃，開軋溫度1150℃，精軋溫度1050℃，終軋溫度860℃，最后在600℃進行卷取；之后將熱軋板冷軋至1.20mm 厚，并從冷硬態(tài)鋼板取樣。

表1 熱成形鋼的化學成分Table 1 The chemical composition of hot-formed steel單位：質(zhì)量分數(shù)，%

從冷軋板中切取310mm×210mm×1.20mm 和260mm×180mm×1.20mm 兩種規(guī)格的試樣各8 塊，長度方向為軋向。分別采用平型沖壓模和U 型沖壓模進行熱成形試驗。首先在試樣表面焊上熱電偶，然后將試樣轉(zhuǎn)移至加熱爐，在設(shè)定的溫度下保溫5 min，設(shè)置830、860、890℃和920℃不同加熱保溫溫度；熱電偶通過轉(zhuǎn)換器連接電腦，可以顯示鋼板的實時溫度。保溫結(jié)束后迅速取出試樣并放入模具中進行快速熱沖壓成形試驗。試驗設(shè)備和熱沖壓成形后的平型件、U 型件如圖1 所示。

從冷軋板及熱成形后的鋼板切取金相試樣和拉伸試樣。金相試樣熱鑲后采用砂紙磨至2000 號，將試樣表面機械拋光至光亮后用4%硝酸酒精溶液侵蝕10 s，通過蔡司光學顯微鏡和ZEISS 掃描電鏡觀察試樣顯微組織[12]。采用最大拉力100 kN 的電子萬能試驗機在4mm/min 的拉伸速度下進行拉伸試驗[13]，拉伸試樣按GB/T 228.1—2010 進行制樣，切取標距為50mm 的非比例拉伸試樣。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 熱成形鋼的組織性能

冷軋鋼板的組織性能見圖2。

熱成形前的金相組織為圖2（a），可以看出未經(jīng)熱處理的冷軋鋼板組織主要是鐵素體和珠光體。圖2（b）是拉伸曲線，其抗拉強度為466 MPa，屈服強度為265 MPa，伸長率29.5%，顯微維氏硬度值為158?？梢钥吹接休p微的屈服平臺，在這一階段應(yīng)力幾乎隨應(yīng)變不升高，不發(fā)生強化行為，超過屈服平臺之后材料才開始表現(xiàn)出強化行為。這主要是溶質(zhì)原子或雜質(zhì)原子組成的柯氏氣團對位錯的釘扎作用導致的。

2.2 加熱溫度對組織性能的影響

從圖3（a）平型件的應(yīng)力應(yīng)變曲線和圖3（b）平型件的強度與硬度性能比較，可以看出在830℃時沖壓后平型件的抗拉強度比較低；在860℃和890℃其抗拉強度較高，在890℃時達到最大值；在920℃時抗拉強度都有所降低。平型件的抗拉強度、屈服強度與硬度性能變化一致，溫度從830℃到920℃，平型件的性能先增加后降低，并且在860℃時性能較優(yōu)。

圖4、圖5 所示分別為不同溫度下，平型件在光學顯微鏡和掃描電鏡（SEM）下的組織照片。從圖4（a）和圖5（a）可以看出，在加熱溫度為830℃時存在部分鐵素體，一是因為試樣未完全奧氏體化，二是因為加熱的鋼板向模具轉(zhuǎn)移過程中溫度下降生成部分鐵素體，鐵素體的存在會導致抗拉強度較低。隨著加熱溫度升高到860℃（如圖4（b）和圖5（b））以及升高至890℃（如圖4（c）和圖5（c）），奧氏體化更充分，轉(zhuǎn)變生成的馬氏體數(shù)量更多，可以看到大量的板條馬氏體，所以對應(yīng)圖3 （b） 所示的860℃與920℃抗拉強度較高。但是，當加熱溫度達到920℃時（如圖4（d）和圖5（d）），原始奧氏體晶粒尺寸粗大，根據(jù)Hall-Petch 定律可知將導致鋼板的抗拉強度下降[14-17]。

2.3 不同模具熱成形對組織性能的影響

圖6 所示為平型件和U 型件及冷軋鋼板的性能對比圖。熱成形后的平型件和U 型件的性能都得到了大幅度的提高，如圖6（a）抗拉強度由不足500 MPa 增加到最高可達1500 MPa 以上，屈服強度由265 MPa增加至1200 MPa 以上，如圖6（b），硬度數(shù)值也得到大幅增加，如圖6（c），同時可以發(fā)現(xiàn)在相同熱沖壓成形條件下，U 型件的性能比平板件優(yōu)異。

圖7 所示為U 型件底部的掃描照片，可以發(fā)現(xiàn)在830℃下圖7（a）含有少量鐵素體，但是與圖5（a）830℃平板件相比，鐵素體含量更少；從圖7（b）至圖7（d）可以看出，從860℃到920℃的U 型件底部晶粒尺寸逐漸增大。通過比較圖5 和圖7 發(fā)現(xiàn)U 型件中馬氏體組織分布更加均勻細小，這是因為U 型件在熱成形時發(fā)生變形，形變儲能有利于馬氏體的形成及細化。所以U 型件的力學性能和組織相對平型件更加優(yōu)異和細小。

2.4 U 型件底部和側(cè)面的性能區(qū)別

以上論述了U 型件底部的抗拉強度高于平板件，但是U 型件的結(jié)構(gòu)比平板件較為復雜，U 型件包括法蘭、側(cè)部和底部等幾個部位。為了研究U 型板側(cè)部和底部位之間的性能變化，對U 型件的側(cè)部和底部的性能進行分析，結(jié)果如圖8 所示。

可以看出在相同條件下，U 型件側(cè)面的抗拉強度、 屈服強度與硬度都比底部的低，U 型件底部性能比側(cè)面更加優(yōu)異。圖9 所示為860、890℃溫度時U 型件底部和側(cè)部在掃描電鏡下的組織照片。從圖9（a）和圖9（b）可以看出，U 型件的側(cè)部組織雖然主要為馬氏體，但也有少量鐵素體存在，而在圖9（c）和圖9（d）中幾乎沒有鐵素體，同時原奧氏體晶粒也比U 型件側(cè)面的晶粒更小，這是因為熱成形時U 型模的底部先與鋼板接觸并緊貼，而U 型模的側(cè)面后與鋼板接觸，從而導致U 型件的側(cè)面冷卻速度稍慢，側(cè)面馬氏體轉(zhuǎn)變不夠完全，冷卻后組織中含有圖9（a）和圖9（b）中的鐵素體組織，所以側(cè)面相對底面的力學性能較差[18]。

2.5 U 型件回彈情況

通常鋼板在U 型模中熱成形完成后會出現(xiàn)回彈現(xiàn)象，圖10（a）為熱成形后U 型件和U 模的對比圖，其中側(cè)面和法蘭都相對原來發(fā)生了一定角度的向內(nèi)偏移。判斷U 型件回彈情況一般是通過比較法蘭與側(cè)面之間的夾角θ1，以及底面與側(cè)面之間的夾角θ2，與原U 型模的2 個夾角的差的絕對值大小，實驗用的U 型模的2 個夾角為120°。圖10（b）所示為不同溫度條件下的回彈情況，計算出在不同的溫度條件下平均回彈為17°，且2 個角度的回彈變化情況大致相同。而在830、890℃和920℃時的回彈均在17°以上，但860℃時回彈最小，平均為16.6°，這是因為在860℃熱成形時，顯微組織分布更均勻，組織中的缺陷更少，殘余應(yīng)力較低，殘余應(yīng)力是產(chǎn)生回彈的主要原因，所以在860℃時，回彈最小，同時也表明該溫度下進行熱沖壓成形后的性能更加優(yōu)異[19-20]。

3 結(jié) 論

1） 初始冷軋鋼板組織主要是鐵素體和珠光體，其抗拉強度為466 MPa，屈服強度為265 MPa，伸長率29.5%，顯微維氏硬度值為158，拉伸曲線中有輕微的屈服平臺。

2）在加熱溫度為830℃時熱成形后試樣存在部分鐵素體，強度與硬度性能最低，隨著加熱溫度升高，熱成形后平板的力學性能顯著升高后逐漸降低，在860℃時性能較優(yōu)，而在920℃時力學性能降低是晶粒粗大導致的。

3） U 型件在熱成形時發(fā)生變形，其底部力學性能比平型件以及U 型件的側(cè)面更加優(yōu)異，且U 型件在熱成形后側(cè)面和法蘭都產(chǎn)生了一定角度的向內(nèi)偏移回彈，在860℃時的回彈最小，平均為16.6°。在加熱溫度860℃后采用U 型模具的熱成形鋼的各項性能較優(yōu)。