热冲压超高强度钢汽车部件的组织控制

　　1前言

　　为提高汽车车体轻量化水平，日本近年来相继开发出成形性优良的590MPa级、780MPa级、980MPa级高强度汽车钢板。最近有报导，成形性良好的1180MPa级高强度热镀锌钢板也达到实用化程度。但是在1500MPa级超高强钢板的应用方面，除了辊压成形制造的部件，在其他成形加工中由于成形性、形状稳定性、抗延迟断裂性等方面的问题，尚未达到实用化的程度。例如1500MPa级超高强度TRIP钢板，不仅有部件形状稳定性问题，而且由于高C含量，使焊接性恶化，以及成形加工中产生的形变诱导马氏体，在钢板内形成很大的拉伸残余应力，增加了钢板的氢脆敏感性。

　　另一方面，汽车轻量化和冲撞安全性的要求，对1500MPa级超高强度钢板的需求不断增长。进入21世纪以来，以欧洲为中心转向于利用成形技术实现部件高强度化的研究，而不再热衷于高强度钢的开发。这种技术是热冲压技术。热冲压技术已经成为1500MPa级超高强度部件的主要制造技术。日本在汽车制造中也积极采用热冲压技术，有报导说日本汽车制造厂已经生产出20%部件为热冲压部件的车种，并指出将来可能生产出热冲压部件达到45%的汽车。目前全世界约有160条热冲压生产线，预计今后5年内每年将增加20-30条生产线。

　　本文对热冲压技术的开发现状和存在问题进行介绍，并对2000MPa级热冲压部件制造过程中的组织控制进行说明。

　　2热冲压技术的开发现状和存在问题

　　进入21世纪以来，热冲压技术得到快速发展。

　　热冲压的优点是：良好的形状稳定性、冲压负荷低、冲压设备小型化、大尺寸部件整体冲压减少拼接工作量、优良的成形性、减少为保证尺寸精度的模具调整工作量、热冲压钢板的全球供应性。

　　热冲压的缺点有：增加加热炉、喷丸机等附属设备投资、生产效率较低、热能消耗大。这些缺点就是改进热冲压技术的研究课题。此外，利用热冲压技术的特点，通过对冲压件进行部分加热冷却，使部件内具有不同强度的技术，最近也非常引人关注。

　　图1是当前现有的热冲压工艺模式图。目前影响热冲压技术扩大使用的最大问题是低生产效率导致的部件高成本。出现这个问题的原因是部件在模具内冷却需要花费时间，以及需要在另外的工序上利用激光对部件进行整修（切边）和钻孔。

　　为将模具水冷到Ms点以下，通常需要10多秒时间。虽然有研究报告指出，改变模具材质是缩短冷却时间的有效方法。但石森等人提出的将水直接喷射到模具内的方法对缩短冷却时间可以说是最有效的，采用该方法，冷却时间缩短为1-2s。

　　西畑等人研究了部件冷却曲线与部件强度的关系指出，部件各部位冷却速度不同引起的自回火程度的差异是热冲压部件强度不均匀的原因。将水直接喷射到模具内的方法解决了冷却不均的问题。另一方面，现行的热冲压部件或多或少都被自回火，但直接水冷型部件由于保持了淬火状态，所以除了强度，其他特性不如现行的热冲压部件。对这些问题目前正在研究。为解决激光切边影响生产效率的问题，正在进行用机械切边替代激光切边的技术研究。欧洲采用激光切边的理由是机械切断刃具的寿命太短。目前正在对机械切边刃具的材质、切边模具与刃具的间隙和刃具齿形等有关问题进行研究。但是当部件强度达到2000MPa时，利用这些技术很难延长刃具的寿命。在这种情况下提出了热整修（切边）和热钻孔的提案。有报告指出，在Ms点以上进行切边或钻孔时，加工部位的拉伸残余应力小，所以氢脆敏感性低。但在这种冷却情况下，需要预测切边或钻孔后相变引起的尺寸变化，因此对形状预测模拟技术的精度要求很高。当预测精度较低时，对冷却后的部件需要进行再整修，但即使这样，也比切边和钻孔全部作业都在冷状态下进行要节省时间。

　　提高热冲压生产效率的一种方法是分级热冲压，热整修也可以分级进行。此外，热成形后用简易模具将部件形状控制住进行冷却。这样，即使在热冲压模具内不对部件进行冷却，也能够保证部件的形状稳定性。热冲压后将部件固定在简易模具内进行冷却的生产方式，其效率可与冷冲压相同。分级热冲压成形过程中部件温度可能降低，因此又提出了提高部件淬透性的成分设计方案。

　　热冲压生产效率提高后，加热工序的生产效率也必须相应提高。在现行的加热模式下，提高加热效率的方法是延长加热炉的长度或加热生产线并列化，但由于场地的约束，这些方法很难实现。在这种情况下，对快速加热技术进行了很多研究。对矩形坯料进行了电加热试运行，加热速度达到100℃/s。感应加热、远红外线加热等其他方法也在研究中。

　　另一方面，由于部件不同部位的加热速度和冷却速度不同，所以开发出使部件强度均匀分布的特殊热冲压技术，并对热冲压条件对坯料的胀出性、深冲性、扩孔性等成形性的影响进行了研究，已经发表了许多研究成果。此外还开发出包括温度影响的成形模拟模型，模拟结果与实际情况有很好的一致性。

　　Graff等人对单纯增加C含量提高热冲压部件强度的问题进行了研究。得到的结论是，在现行的热冲压条件下，要获得1700MPa级部件，C含量应为0.28%，1900MPa级部件，C含量应为0.34%。西畑等人的研究结果是，在C含量为0.3%的钢中添加Nb，部件强度可达到1800MPa级，并且由于Nb的组织细化作用，部件的韧性与1500MPa级部件相当。

　　3 2000MPa级热冲压部件的实用化课题

　　随着对汽车车体超高强度化要求的提高，期待着2000MPa级超高强度部件的开发。这种超高强度部件即使用辊压成形也很难制造，因此寄希望于热冲压成形技术。2000MPa级超高强度热冲压部件实用化需要解决韧性和抗延迟断裂性的问题。目前1500MPa级热冲压部件已经实用化，2000MPa级热冲压部件的研究课题就是使韧性和抗延迟断裂性接近1500MPa级部件的水平。此外，上述提高生产效率的技术也正在积极用于2000MPa级热冲压部件生产中。

　　为解决上述问题，日本冈山大学开展了“微细马氏体基体多相钢的组织调控及钢的特性”的研究。以下介绍冈山大学的研究工作。

　　4微细马氏体基体多相钢的组织调控及钢的特性

　　本课题的研究思路是，通过马氏体基体微细化获得良好的强度—韧性综合性能；通过多相组织控制形成有效的氢陷阱，实现兼具高强度和良好的抗延迟断裂性。

　　4.1马氏体组织的超微细化

　　众所周知，组织微细化可显著提高钢的韧性。冈山大学的濑沼武秀等人曾将热冲压钢的马氏体晶粒直径由15μm细化到4μm，使钢的夏比吸收能大大提高。饴山等人将0.4%C-3%Mn-1%Cr-1%Mo钢加热到1000℃淬火发生马氏体转变，然后进行650℃回火，回火后进行压下率为80%的冷轧，将冷轧材再加热到820℃水冷，获得了平均晶粒直径为0.9μm的超细马氏体组织。但是0.4%C钢在焊接性方面会有问题，使用价格昂贵的Mo以及热轧后对板卷进行回火处理增加了成本负担，所以饴山认为，直接将该工艺用于实际生产是很困难的。

　　现行的热冲压工艺得到的马氏体的晶粒直径为30-40μm。濑沼武秀等人查明了影响组织微细化的各种因素，将利用实用化工艺获得平均晶粒直径为1-2μm的马氏体组织作为目标，开展研究。

　　细化马氏体晶粒也就是细化加热工序中的奥氏体晶粒，对此有两种方法。一种方法是在加热过程中生成大量的取向不同的奥氏体；另一种方法是，极力抑制奥氏体晶粒的长大。图2模式化地表示出奥氏体以珠光体和渗碳体为核心生成的情况。当奥氏体核心的取向一致时，生成的奥氏体晶粒合为一个整体，不能成为微细晶粒。因此，提高冷轧压下率，促进第2相周围的晶粒取向发生转动，形成多种取向的晶粒，对于组织微细化是十分必要的。濑沼武秀等人对马氏体晶粒微细化和冷轧压下率的关系进行了研究。结果表明，随着冷轧压下率的增加，马氏体晶粒逐渐微细化。此外，鉴于渗碳体弥散度对相变生核有很大影响，做了如下实验：将热轧卷取温度分别设定为600℃和400℃，改变钢中渗碳体的弥散状态，然后对渗碳体弥散状态不同的试样进行冷轧和热处理。实验结果表明，400℃卷取的热轧材有利于冷轧和热处理后马氏体的微细化。此外，还对马氏体组织钢进行了如下实验：对马氏体组织钢进行时效处理，时效温度为200℃、300℃、400℃、500℃，时间30min，以改变钢中的渗碳体弥散状态。将时效处理钢试样以200℃/s的速度加热到800℃，立刻水冷得到单相马氏体。实验表明，马氏体组织并没有随着渗碳体微细弥散程度的提高而更加细化。这种现象的原因可以认为是，由于对没有施加应变的试样进行加热，所以在同一晶粒内以渗碳体为核心生成的奥氏体具有相同取向，容易合并为一个奥氏体晶粒，因此对马氏体组织微细化不起作用。

　　在相变初期，主要是相变核心在晶界的生成。因此在钢中添加Nb、Ti、V等微合金化元素，增加晶界面积，细化热轧钢板的组织，可以使热冲压部件的马氏体组织微细化。

　　除了增加相变核心数量，抑制奥氏体晶粒长大也是热冲压部件马氏体组织微细化的重要方法。提高加热速度会增加过热度，增加奥氏体的核生成能量，使相变核心数量增加，但由于高温下晶粒长大的速度也快，因此加热速度对马氏体组织微细化的作用尚不明确。为此研究了加热速度对马氏体组织微细化的影响。分别以10℃/s和200℃/s的加热速度对实验钢（成分见表1）加热后进行水淬，钢的马氏体晶粒直径如图3。实验钢的制作方法是，1200℃×1h加热—900℃终轧—在600℃炉内保温1h—50%压下率冷轧。从图3可以看出，加热温度低有利于组织的马氏体微细化。这就是说，在钢中添加降低Ac3的元素对马氏体组织微细化是有效的。本实验钢的含Mn量是3%，在800℃的加热温度下已经完全奥氏体化。此外由于Mn还具有提高淬透性的作用，所以在分级热冲压时，即使坯料的温度有所下降，也可以抑制铁素体等软质相的生成。

　　Nb、Ti、V细化马氏体组织的作用不仅在于细化热轧钢板的组织，而且由于碳化物的钉扎作用抑制了热冲压时奥氏体温度区域的晶粒长大。对0.28C-3.0Mn-0.3V-0.025Nb（%）钢进行900℃终轧、400℃卷取、然后进行压下率50%的冷轧，将冷轧试样以200℃/s的速度加热到800℃后立即水淬，获得了平均晶粒直径为1.5μm的微细马氏体组织。

　　4.2利用多相组织提高力学性能

　　实现2000MPa级热冲压部件实用化，在安全性方面的要求是部件具有良好的韧性和抗延迟断裂性。作为目标，2000MPa级热冲压部件的这两种性能应达到1500MPa级热冲压部件的水平。

　　为此，对利用多相组织调控方法达到上述目标进行了研究。本研究的2000MPa级热冲压部件的母相是微细化马氏体组织，第2相有铁素体、渗碳体、奥氏体和微细析出物。

　　根据以往的研究结果，以铁素体为第2相的多相组织钢的韧性低于单相马氏体组织钢，并且一定量的铁素体对抗延迟断裂性的影响尚不明了，因此对铁素体为第2相的多相组织特性进行了研究。

　　有研究报告指出，以渗碳体为第2相的多相组织钢，通过改变回火条件可以形成不同的组织状态，适宜的回火处理不仅可以显著提高钢的韧性，而且也可以提高抗延迟断裂性，因此应对全面提高钢的强度、韧性和抗延迟断裂性的回火条件进行研究。

　　对以残余奥氏体为第2相的多相组织钢，应开展添加Si和进行Q＆S（淬火和碳再分配）处理后，残余奥氏体量和韧性、抗延迟断裂性关系的研究。

　　以微细析出物为第2相的多相组织钢，其共格析出物界面起着氢陷阱的作用，可以提高抗延迟断裂性，但是在热冲压过程中，热轧时微细析出的共格析出物，由于再次加热到奥氏体区，使析出物与母相的共格性受到破坏。对这种情况下的微细析出物的氢捕获能力尚有许多不明之处。因此对这个问题也应进行研究。

　　对实验钢（成分见表1）进行不同条件的热处理以改变钢的组织，热处理条件与实验钢的-40℃夏比冲击吸收能的关系如图4，WQ表示水冷，AC表示空冷，800℃WQ 200℃30s表示将800℃的试样进行水淬，然后以10℃/s再加热到200℃，保温30s后水淬。740℃WQ材中残留了7%的铁素体，800℃WQ材和1050℃WQ材的组织是100%的马氏体，晶粒直径分别为3μm和15μm。夏比冲击吸收能的大小是，含有铁素体的多相钢吸收能最小，马氏体单相钢由于组织细化和低温回火，吸收能增大。800℃AC材发生了自回火，800℃WQ材进行200℃×30s的时效处理。表2是各试样的拉伸试验结果。回火使强度下降达不到2000MPa。今后将通过对组织微细化、附加析出强化以及优化回火制度的研究，进一步提高强度—韧性综合性能。

 表1  实验钢的成分     %

表2  实验钢的拉伸试验结果

　　对上述实验钢进行了延迟断裂试验，图4是实验钢浸渍在5%盐酸溶液中，在1000MPa拉伸负荷作用下的断裂时间。含有铁素体的740℃WQ材的断裂时间最短，含有渗碳体的空冷材和回火材的断裂时间较长，原因是材料的韧性提高和渗碳体析出增加了钢中的氢陷阱。马氏体晶粒直径不同的800℃WQ材和1050℃WQ材的断裂时间无明显差别，因此不能确定晶粒直径的影响情况。关于这一点，今后应利用钢中氢的测定装置进行详细研究。

　　5结语

　　冈山大学研究的目的是，为进一步提高汽车部件轻量化和安全性，采用热冲压工艺开发韧性、抗延迟断裂性良好的2000MPa级汽车部件。目前研究工作尚未结束，但通过将马氏体母相晶粒细化到1-2μm，以及第2相弥散的最佳化等组织调控手段，强度、韧性、抗延迟断裂性等已经接近研究目标。在今后的时间内将进一步开展工作，使开发的热冲压2000MPa级汽车部件全面达到研究的预期目标。

信息来源：《世界金属导报》