先进高强钢和汽车轻量化

汽车轻量化项目主要包括超轻车身 U L SA B 超轻覆盖件 U L SA C 超轻悬 挂件 UL S AS 和在此基础上的超轻概念车项目 ULS AB AVC 均是以使用钢铁为基 础 除了利用先进高强度钢板外 还大量采用了激光拼焊 激光焊接 液压成型和计算机 模拟等技术来进行汽车的设计和制造 AHSS 钢主要包括双相钢 D P 相变诱发塑性钢 TRI P 复相钢 CP 和马氏体钢 M 等 这类钢是通过相变组织强化来达到高强度的 强度范围 500 1500 MPa 具有高的 减重潜力 高的碰撞吸收能 高的疲劳强度 高的成型性和低的平面各向异性等优点 D P 钢钢 DP 钢板的商业化开发已近 30 年包括热轧 冷轧 电镀和热镀锌产品 主要组织 是铁素体和马氏体 其中马氏体的含量在 5 20 随着马氏体含量的增加 强度线 性增加 强度范围为 500 1 200 MPa 除了 AHSS 钢的共性特点外 双相钢还具有 低的屈强比 高的加工硬化指数 高的烘烤硬化性能 没有屈服延伸和室温时效等 特点 DP 钢一般用于需高强度 高的抗碰撞吸收能且成形要求 也较严格的汽车零件 如车轮 保险杠 悬挂系统及其加强件等 热轧 D P 钢的生产是通过控制冷却来得到铁素体和马氏体的组织的 冷轧和热镀锌 DP 钢是通过铁素体和奥氏体两相区退火和随后的快速冷却来得到铁素体和马氏体组织的 D P 钢的主要成分是 C 和 Mn 根据生产工艺的不同可适当添加 Cr Mo 等元素使 C 曲 线右移 避免冷却时析出珠光体和贝氏体等组织 复相钢复相钢 复相 Complex Phase CP 钢是指两相在数量和尺寸上有相同的数量级 其组织特点 是细小的铁素体和高比例的硬质相如贝氏体 马氏体 含有铌 钛等元素 复相钢基本上 是在 Mn Cr Si 合金成分体系的基础上 通过马氏体 贝氏体以及 Ti Nb 和 V 等微合金元 素的晶粒细化效应和析出强化的复合作用 结合适当的卷取工艺而生产的 抗拉强度能够 达到 800 1000MPa 具有很高的能量吸收能力和扩孔性能 广泛应用于汽车车身中车门的 防撞杆 保险杠与 B 立柱等提高汽车安全性能的部件 贝氏体钢贝氏体钢 贝氏体 Bainite B 钢的微观组织为贝氏体 通过控制冷却速度或者空冷可以得到贝 氏体组织 贝氏体钢的化学成分主要由碳和微量铬 硼 钼 镍等合金元素组成 含碳量 低于 0 05 贝氏体钢的韧性好 强度高 530 1500MPa 并且随着贝氏体转变温度的降 低 贝氏体钢的强度增加 贝氏体钢的成形能力和焊接性均很好 在航空航天 船舶与石 油化工 马氏体钢马氏体钢 马氏体钢的微观组织为少量的铁素体和 或贝氏体均匀的分布在板条状的马氏体基体上 通过在连续退火线或者出料辊道上的快速冷却作用 使奥氏体向马氏体完全转变从而得到 马氏体钢 向马氏体中加入碳元素能提高马氏体的淬硬性 起到强化的作用 为提高马氏 体钢的淬透性可以加入不同比例的 Mn Mo B V Ni Si Cr 等合金元素 马氏体钢 是先进高强钢中抗拉强度最高的钢种 最高能达到 1700MPa 相变诱发塑性钢 相变诱发塑性 TRIP 钢是为了满足汽车工业对高强度 高塑性钢板的要求而开发研 制的 微观组织主要为铁素体 贝氏体和残余奥氏体 体积分数一般为 10 20 在冷 成形过程中 残余奥氏体向硬的马氏体发生转变 形变诱导相变 的同时发生塑性变形 这种硬化使得组织变形难以在局部集中并使应变分散 导致了整个组织中的塑性变形分布 比较均匀 这种现象称为相变诱发塑性 TRIP 钢具有强度高 延展性好 易冲压成形和 能量吸收率高等特点 可以大幅度地减轻车身自重 降低油耗 同时能够抵御发生碰撞时 的塑性变形 显著提高汽车的安全性能 在汽车制造领域有着巨大的优势 TRIP 钢分为热轧型 TRIP 钢和热处理型冷轧 TRIP 钢 热轧型 TRIP 钢是通过控轧 控冷获得大量的残余奥氏体组织 热处理型冷轧 TRIP 钢是在冷轧后采用临界加热 然后 在下贝氏体转变温度范围内等温淬火 快速加热至临界温度 形成铁素体 奥氏体混合组织 与双相钢的热处理工艺最大的区别在于 为了在最终的组织中保留奥氏体 需要引入贝氏 体等温淬火保持阶段 或缓冷 通过碳在未转变的奥氏体中的富集使马氏体转变温度降至 低于零度 但仅通过铁素体形成时产生的碳富集是不够的 因此 贝氏体形成时会造成更 多的碳富集 通过添加硅或铝 不仅能起到固溶强化作用 而且还能阻止在贝氏体形成过 程中碳化物析出 孪生诱导塑性钢孪生诱导塑性钢 孪生诱导塑性 TWIP 钢是第二代先进高强钢的典型钢种 又称 FeMn 钢 高锰钢或现 代轻质钢 成分特点是锰和铝含量较高 具有高强度 高加工硬化速率和优异的延展性 总延伸率可高达 70 主要有 Fe Mn C 钢 Fe Mn C Al 钢及 Fe Mn C Al Si 钢 研究 结果表明 FeMn TWIP 钢加工硬化速率 n 值高且均匀 可承受局部应变峰值并具有良好的 应变分布 抗颈缩 同时成形性能好 具有较好的能量吸收性能 由于这类钢的处理工艺 复杂 合金元素含量较高 虽然具有高强度和高韧性等良好的综合性能 但目前为止还没 有商业化 在汽车工业上的应用还很有限 相同成分相同成分 DP 钢和钢和 TRIP 钢部分力学性能的比较钢部分力学性能的比较 对同一种钢板进行不同热处理分别制成具有相同铁素体含量的双相钢 DP 钢 和相变诱 发塑性变形钢 TRIP 钢 并对其部分力学性能进行对比 比较发现 铁素体基体上不同的 第二相使得材料力学性能产生巨大差异 马氏体使 DP 钢具有很高的抗拉强度 残余奥氏 体则赋予 TRIP 钢优良的伸长率 DP 钢拥有更加优良的加工硬化能力 TRIP 钢则具有较 为理想的烘烤硬化能力 试验表明 考察 DP 钢和 TRIP 钢的烘烤硬化能力时 除柯氏气团 外 内应力的消除也应该考虑其中 两种材料的组织有相似之处 F 为基体 其上分布着 较硬的第二相 不同之处在于第二相的种类和数量 单轴拉伸试验 得到的负荷 应变曲线如图 TRIP 钢具有明显的屈服平台 而 DP 钢则 呈现连续屈服的特点 对两种材料的主要性能参数进行比较 结果见表 DP 钢淬火过程中 临界区保温形成的奥氏体转变成比容较大 M 使周围的 F 受到压 迫 在其内部生成大量位错 成为低应力下可激活的位错源因此其屈服强度 0 2 低于 TRIP 钢 但是由于组织中存在 40 M 其抗拉强度 b 明显高于以 B 为主要第二相的 TRIP 钢 虽 然 b 不及 DP 钢 但 TRIP 钢的 是 DP 钢的 2 3 倍 达到 37 TRIP 钢优良的伸长率 与形变过程中 Ar 转变为 M 有关 可从以下几点解释 1 拉伸变形时在最大变形部位首先诱 发马氏体相变 使局部强度提高 难以继续变形 变形向未发生马氏体相变的其他部位转移 推迟了颈缩的形成 2 拉伸变形时局部应力集中因马氏体相变而松驰 推迟了裂纹的产生 3 Ar 与 呈共格关系 高能界面不利于裂纹的扩展 可看出 在相同应变下 DP 钢的 WH 值远远高于 TRIP 钢的 这与两种材料的组织密 切相关 可从以下几点解释 1 作为基体上的第二相 DP 钢中的 M 和 TRIP 钢中的 B 起阻碍位错运动的作用 M 硬 度远远高于 B 硬度 因此其对位错具有更强的阻碍作用 导致加工硬化很高 由于 M 和 B 含量很高 因此这是导致两种材料加工硬化值性能差异的最主要原因 2 变形过程中 TRIP 钢中的 Ar 逐渐转变为 M 释放了集中的内应力 降低了对位错 阻碍作用 导致 WH 值下降 3 虽然 TRIP 钢中由 A 相转变得来的 M 会在继续变形时对位错起到较为强烈的阻碍作 用 但是由于其含量很低 因此对 WH 的贡献也较低 在较低应变范围内 0 2 DP 钢的加工硬化值很高 410MPa 而在较高应变范围 内 2 给予相同应变 WH 值增量显著降低 原因 塑性变形之初 运动位错滑移到晶界处 受到马氏体的阻碍停止运动 强烈的阻 碍作用使得必须产生新的位错或开动相邻晶粒中的滑移系才能保证塑变继续进行 因此加 工硬化值很高 随着变形的进行 大量位错在马氏体颗粒前塞积 塞积的位错会对新产生的 位错形成一定阻碍作用 而这一作用显著低于 M 的阻碍作用 因此由其导致的 WH 增量明 显降低 高强钢的烘烤硬化能力高强钢的烘烤硬化能力 成型后的汽车覆盖件在喷漆以后通常会置于 170 保温一段时间 称为烘漆 烘漆后 钢板屈服强度提高的现象称之为烘烤硬化 BakeHardening 烘烤硬化的机理是在烘烤过程 中 位错应力场中的碳 氮 原子受到热激活向位错偏聚 形成柯氏气团 从而对位错起到钉扎 作用 使其再次受载时需要更大的力才能摆脱气团或拖曳气团一起运动 宏观上表现为屈服 强度的提高 与固溶碳 氮 原子数目和位错密度密切相关 Trip 随着预变形量的增加 BH 值先上升后下降 因为塑变初期 随着变形增加 材料中 位错密度增加 烘烤后被钉扎的位错数目增加 因此 BH 值上升 但是由于材料中固溶碳 原子有限 当变形超过一定值后 形成的柯氏气团的饱和度下降 导致 BH 值降低 对于 DP 钢的 BH 随预变形量增加而下降 10 预应变试样的 BH 值为 380MPa DP 钢的烘烤硬化能 力差与其组织中存在一定含量 M 有关 变形过程中 M 强烈阻碍位错的同时产生很大的内 应力 内应力对阻碍位错运动也起到很大作用 而烘烤会使内应力部分释放 因此导致流 变应力下降 钢在奥氏体状态下加工变形以后再进行淬火 但为使钢在奥氏体状态 下变形而不发生 相变或析出第二相 钢中奥氏体应具有良好的热稳定性及机械稳定性这就需要在钢中加入较 多的合金元素如 C r N i 等实际也就提高了钢的价格 较高的锰含量有利于保持奥氏体的 稳定性 而奥氏体的稳定性正是保持相变塑性的最重要因素 很高的硅量可有效提高碳在渗 碳体中的活度 抑制冷却过程及过时效中贝氏体转变期间渗碳体的析出使得奥氏体中碳含量 的降低和随之而引起的稳定性降低 钢中大量的硅易与退火炉气氛中的氧反应 生成二氧化 硅附着于钢板表面而使热镀锌难以进行 固溶的磷本身具有提高奥氏体稳定性的作用磷还 可提高碳在渗碳体中的活度系数 抑制渗碳体的析出和奥氏体中碳含量的降低 结构钢中 磷的晶界偏聚可引发钢的冷脆倾向 Trip 钢的屈服强度和抗拉强度均随应变率提高而呈指数形式增大 均匀延伸率随应变 率的提高总的趋势是逐渐减小 因为残余奥氏体在 拉伸过程中会应变诱发向马氏体转变 一方面有利于材料强度的提 高 另一方面松弛了塑性变形引起的应力集中 延缓了微裂纹 的形成 从而提高塑性 高应变率变形的绝热温升提高了残余奥氏体的稳定性 铁素体基体析出强化型高强热轧双相钢 铁素体基体析出强化型高强热轧双相钢 14 年参考文献 年参考文献 传统双相钢以组织强化为主要强化方式 通过组织强化虽然可提高强度降低屈强比 但由于软相铁素体与硬相马氏体的强度差较大 两相塑性应变不相容性加大 导致均匀变 形能力降低不利于汽车零部件的成形 一定程度上限制了双相钢的应用 因此 提高铁素 体相的强度 可减小铁素体和马氏体的塑性应变不相容性 抑制在两相界面萌生的微裂纹 和空洞聚集 即推迟颈缩发生 提高均匀真应变 高强钢主要通过添加微合金元素 Nb V Ti 在铁素体中析出细小的微合金碳氮化物 即析出强化的方式提高强度 相对 Nb V 而言 Ti 具有资源丰富 成本低廉等优点 是 一种极具发展潜力的微合金元素 不少研究者已对 Ti 的析出强化机理进行了研究 并开发 出 780 MPa 级别的高强钢 铁素体基体析出强化型热轧双相钢的工艺过程原理 在析出强化型热轧双相钢成分设 计时 主要是在传统热轧双相钢的成分基础上添加一定量的 Ti 同时还应调整 Mn Si Cr 等元素的含量 使得铁素体相变的鼻尖温度与 TiC 析出的鼻尖温度相匹配 由图可知 钢板热轧后快速冷却至铁素体相变鼻尖温度附近 然后在缓冷或保温阶段 奥氏体相变为铁素体 同时 TiC 在铁素体相变过程中相间析出或过饱和析出 最后再快冷 至 Ms 以下温度 未转变奥氏体转变为马氏体 最终获得存在纳米级 TiC 析出相的铁索体 基体 弥散分布的马氏体的热轧双相钢 通过向双相钢添加铌元素能起到弥散强化的作用 一方面铌元素能够促进马氏体的均 匀分布和铁素体的细化 另一方面利用析出强化使马氏体的体积分数降低 从而使马氏体 和铁素体之间由于强度差异而导致的应力集中程度降低 提