惠亚军,1,2,刘锟1,吴科敏3,李秋寒1,牛涛4,武巧玲4

车桥作为商用车底盘系统的重要组成部分，近年来越来越受到重视，国内各大车桥制造企业已形成了专业化、系列化和批量化生产的局面，并朝着轻量化、大扭矩、低噪声、长寿命和低成本的方向发展[1~3]。目前，我国汽车行业已广泛使用10~20 mm厚热轧桥壳钢来制作桥壳，取代制作工艺复杂、生产效率偏低、笨重和成本较高的铸造桥壳[4~6]。热冲压桥壳是由钢板冲压成形后，再经焊接、整形而成，在使用过程中它要承受车架和上装的总重量，因此，热冲压桥壳用钢应兼备强度高、冷弯和拉延成形性能好、韧性高及焊接性能优良等特点。目前，市场上有日本的SHP45、GW3300和德国的TL-VW1114Ti、TL-VW 1128、TL-VW1206、TLVW1490等桥壳专用钢牌号[7~12]。我国一直缺乏专用的桥壳钢产品，热冲压桥壳用钢主要采用C-Mn钢，如16Mn、Q345C、Q420C、Q460C等，或者采用Nb-Ti微合金化大梁钢进行替代，如510L、610L等；热冲压桥壳用钢的热冲压工艺主要包含如下步骤：加热→一次热冲压定形→二次热冲压定尺→上下半桥壳焊接(CO2气体保护焊)→焊接轴头(摩擦焊)等[12,13]，采用上述工艺生产的桥壳用钢产品在热成形后强度显著下降，这主要是由于在热冲压的加热工序中，细晶强化、组织强化和析出强化都会弱化，因为Nb元素与Ti元素的固溶温度较高，在热冲压的加热工序中，钢板中存在的析出物无法回溶到钢基体中，仅发生动态的析出-回溶过程，引发显著的粗化问题，导致析出强化的减弱；而对于细晶强化，由于加热工序的加热温度处于奥氏体(A)区，A变形后采用空冷方式冷却至室温，由于冷却速率不高，因此最终组织一般为铁素体(F)与珠光体(P)的混合组织，并且粗化严重，细晶强化或者组织强化同时被弱化，这就是热冲压后强度下降幅度较大的原因。由于汽车生产企业进行桥壳设计时，一般均以热轧钢板的性能进行安全仿真分析，这就导致实际与设计不符的问题，从而导致断桥问题频发[14~16]。随着我国车桥行业的快速发展及桥壳轻量化的需求增加，研发新型的热冲压桥壳用钢尤为重要。

本工作根据桥壳的热冲压工艺特点进行成分设计，研究卷取温度对热冲压桥壳用钢的组织和力学性能的影响规律。

1实验方法

在合金设计上，由于固溶强化在热冲压前后基本不发生变化，因此首选的强化方式为固溶强化；但在实际生产过程中，单独采用固溶强化很难保证大于10 mm的厚规格产品达到500 MPa级别要求，所以在成分设计上选择添加一定量的V元素，充分利用V的回溶温度较低，在热冲压加热过程中回溶到钢基体，在热冲压后的冷却过程中，从钢基体中重新析出的原理，来提高析出强化的效果；考虑到桥壳焊接对焊接性能的要求，选择在中碳低锰钢的基础上添加V元素，一方面提高固溶强化的贡献，另一方面利用V在加热中回溶、在冲压后冷却过程中二次析出的特点来提高析出强化比例，从而提升热冲压后的成品桥壳强度。500 MPa级热冲压桥壳用钢的化学成分(质量分数，%)为：C 0.14~0.17，Si 0.15~0.55，Mn 1.10~1.30，P≤0.018，S≤0.006，Alt 0.02~0.05，V 0.03~0.05，N 0.004~0.007，Fe余量。

在加热温度选择方面，为了获得均匀细小的原始奥氏体晶粒，在保证VC、V(C, N) 和VN充分回溶的情况下，应选择相对较低的溶解温度，为获得最终均匀细小的铁素体晶粒提供条件。假设钢中碳化物和氮化物无空位且满足理想化学配比，可根据下式计算其全固溶温度[17]：

$\frac{{?}_{\mathrm{V}}\cdot {?}_{\mathrm{C}}}{{\mathrm{10}}^{\mathrm{6.72}-\mathrm{9500}/{?}_{\mathrm{A}\mathrm{S}}}}+\frac{{?}_{\mathrm{V}}\cdot {?}_{\mathrm{N}}}{{\mathrm{10}}^{\mathrm{3.63}-\mathrm{8700}/{?}_{\mathrm{A}\mathrm{S}}}}=\mathrm{1}$(1)

式中，wV、wC和wN分别为钢中V、C和N元素的质量分数；TAS为全固溶温度。根据本工作用钢的化学成分，计算得到TAS在888~961 ℃范围内。考虑到加热均匀性与后续轧制稳定性，加热温度设定在1100~1150 ℃。

在控轧与控冷工艺设计方面，采用两阶段控制轧制，粗轧通过大压下量使奥氏体充分再结晶细化，粗轧出口温度设定在950~1050 ℃，精轧阶段尽可能地保留轧制缺陷，为后续铁素体形核提供动力学保证，因此精轧阶段的终轧温度设定在800~850 ℃；为了获得较均匀细小的组织，卷取温度设定为570和600 ℃，研究卷取温度对组织影响规律。

在Gleeble-3500热模拟试验机上对热冲压桥壳用钢的连续冷却转变(CCT)曲线进行测试，实验方案如下：加工直径8 mm×10 mm的圆柱，先将圆柱以10 ℃/s速率加热至1200 ℃，保温5 min，再以5 ℃/s的冷却速率冷却至1050 ℃，保温10 s后进行压缩变形，变形量为30%，变形速率为1 s-1；然后以5 ℃/s冷却速率冷却至850 ℃，保温10 s，再进行压缩变形，变形量为30%，变形速率为5 s-1；变形后分别以0.1、0.5、1、3、5、8、15、20和30 ℃/s的冷速冷却至室温。采集温度、膨胀量和时间数据，绘制动态CCT曲线。

从热轧态钢板和CCT曲线测试试样上切取金相试样，沿着轧向或轧面法向研磨和抛光，用4%HNO3+96%C2H5OH (体积分数，下同)溶液侵蚀10~15 s，再利用DMI 5000M型金相显微镜(OM)或JSM-7001F型扫描电子显微镜(SEM)对组织进行观察。

通过线切割方法在热轧钢板上切取金相样品，沿着轧向研磨和机械抛光，然后在5%HCLO4+95%C2H5OH溶液中进行电解抛光，电压为20 V，电解时间为11 s；最后采用JSM-7001F型SEM附带的电子背散射衍射(electron back-scatter diffraction，EBSD)进行组织观察、晶粒尺寸测量和晶粒取向分析，晶粒取向小于15°为小角度晶界，晶粒取向≥15°为大角度晶界，通过统计大小角度晶界的比例设定为晶界体积分数，扫描步长为0.5 μm。

根据GB/T 228-2002，在热轧钢板上沿轧向切取拉伸试样，用MTS810型万能拉伸试验机在室温下进行拉伸实验，实验所用的拉伸速率为2 mm/min。根据GBT 229-2007，在热轧钢板上沿轧向切取10 mm×10 mm×55 mm的冲击V形缺口试样，用Zwick/Roell RKP450冲击试验机进行系列温度冲击实验，冲击实验温度分别为20、-20、-40和-60 ℃。

将热轧态试样制备成碳萃取复型试样和金属薄膜试样对析出物进行观察。其中碳萃取复型试样制备方法为：将试样打磨抛光后在4%HNO3+96%C2H5OH溶液中侵蚀，用喷涂仪在其表面沉积一层碳膜，将碳膜划分为3 mm×3 mm的小格，然后将其放入盛有10%HNO3+90%C2H5OH溶液中，待碳膜与试样分离后，将碳膜放入去离子水中，用铜网捞起干燥。金属薄膜试样制备方法为：将试样机械减薄至50 μm，将薄片放置在直径为3 mm的打孔机上冲下圆片，最后电解双喷至穿孔，电解液为5%HCl4+95%C2H5OH溶液，双喷工作电压为35~45 V。最后再用JEM-2000FX型透射电子显微镜(TEM)对析出物进行观察和分析。利用Image-Pro Plus软件选择多个视场进行析出物尺寸和体积分数的测定。

2实验结果

2.1力学性能

表1为500 MPa级热冲压桥壳用钢的力学性能。可见，热冲压桥壳用钢在600和570 ℃卷取时的力学性能有显著的差异，当卷取温度(Tc)为600 ℃时，钢的屈服强度(σs)和抗拉强度(σb)分别为373和524 MPa，延伸率(δ)为30.5%，屈强比低至0.71，满足500 MPa级桥壳用钢的技术要求；当Tc降低至570 ℃时，其σs和σb均有大幅度提高，分别达到了538和641 MPa，比600 ℃卷取时分别提高了165和117 MPa，而δ降低至25.0%，屈强比提高至0.84。由力学性能结果可见，虽然热冲压桥壳用钢的Tc仅相差30 ℃，而强度差超过了110 MPa。

表1500 MPa级热冲压桥壳用钢的力学性能

Table 1Mechanical properties of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel

Note:Ti—impact temperature,AkV—Charpy impact energy

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2.2显微组织

图1给出了500 MPa级热冲压桥壳用钢在不同Tc下的OM像。可见，热冲压桥壳用钢在不同Tc下的显微组织类型明显不同，随着Tc下降，出现了中温转变组织。在600 ℃卷取时，其组织由F和P组成，其中灰色相为F，主要由多边形铁素体(PF)和准多边形铁素体(QPF)组成，PF晶界光滑、平直，F晶粒的平均尺寸为4.48 μm，分布在F晶界处黑色相为P，P的形状与尺寸不均，如图2a所示。当Tc降低至570 ℃时，其组织主要由针状铁素体(AF)、粒状贝氏体(GB)、PF/QPF、P组成，F晶粒平均尺寸为4.39 μm，与600 ℃卷取相比，PF/QPF与P的含量显著降低，AF与GB的含量明显增加，如图2b所示。由此可见，随着Tc的降低，热冲压桥壳用钢的组织类型与晶粒尺寸发生了明显改变，这是热冲压桥壳用钢的力学性能存在显著差异的原因之一。

图1

图1500 MPa级热冲压桥壳用钢在不同卷取温度下的OM像

Fig.1OM images of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel withTc=600 ℃ (a) and 570 ℃ (b) (P—pearlite, PF—polygonal ferrite, QPF—quasi-polygonal ferrite, GB—granular bainite, AF—acicular ferrite)

图2

图2500 MPa级热冲压桥壳用钢在600 ℃卷取时的EBSD结果

(a) inverse pole figure (IPF)

(b) distribution of high and low angle grain boundaries (The red and black lines represent low and high angle boundaries with the misorientations between 2° and 15°, and more than 15°, respectively, the same below)

(c) distribution of grain size

(d) distribution of grain orientation

Fig.2EBSD results of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel when coiling at 600 ℃

图2和3分别为600和570 ℃卷取时热冲压桥壳用钢的反极图(IPF)、大小角度晶界分布、晶粒尺寸分布和晶粒取向差分布。可以清楚地看到，热冲压桥壳用钢在600和570 ℃卷取时其IPF、大小角度晶界分布和晶粒尺寸分布相似，而晶粒取向差分布差异明显。随着Tc从600 ℃降至570 ℃，F平均晶粒尺寸从4.48 μm降低至4.39 μm，其中600 ℃卷取时，≤5 μm的晶粒体积分数约为64.7%，5~10 μm的晶粒体积分数约为27.2%，≥10 μm的晶粒体积分数约为8.1%；570 ℃卷取时，≤5 μm的晶粒体积分数约为66.7%，5~10 μm的晶粒体积分数约为25.5%，≥10 μm的晶粒体积分数约为7.8%，由此可见，随着Tc下降，≤5 μm的较小尺寸晶粒的体积分数上升，>5 μm的大尺寸晶粒的体积分数下降。随着Tc的降低，大角度晶界(HAGB，≥15°，如图2b和3b中黑色实线所示)和小角度晶界(LAGB，2°~15°，如图2b和3b中红色实线所示)体积分数有明显差异，600 ℃卷取时的HAGB体积分数约为68.1%，570 ℃卷取时的HAGB体积分数约为54.5%，这与570 ℃卷取时的组织中出现AF和GB有关。由此可见，与600 ℃卷取相比，570 ℃卷取时的细晶强化与组织强化对强度的贡献更大。由于大角度晶界可以使裂纹扩展变得困难，从而提高材料的韧性；而对于小角度晶界，裂纹扩展时仅需要偏转一点就能沿着下一个晶界扩展，因此会降低材料的韧性[18]；这是600 ℃卷取时的冲击韧性优于570 ℃的原因。

图3

图3500 MPa级热冲压桥壳用钢在570 ℃卷取时的EBSD结果

(a) IPF (b) distribution of high and low angle grain boundaries

(c) distribution of grain size (d) distribution of grain orientation

Fig.3EBSD results of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel when coiling at 570 ℃

2.3析出物特征

500 MPa级热冲压桥壳用钢在不同Tc下析出物分布的TEM像如图4所示。其中图4a和c是明场像，图4b和d分别是对应的暗场像，在明场像下析出物为黑色点状，在暗场像下析出物为亮白色点状。从图4b和d可见，2种Tc下析出物数量较多，分布较弥散，析出物的尺寸不同，随着Tc下降，析出物的尺寸变得更加细小，与600 ℃卷取相比，570 ℃卷取时析出强化作用更强。另外，热冲压桥壳用钢在不同Tc下析出物不仅在F晶粒内发生弥散析出，而且在F晶界和F晶粒内的位错线上析出，即热冲压桥壳用钢中析出物有3种形核方式，分别为均匀形核、晶界形核和位错线形核。研究[16~24]表明，V的析出物有不同的形核方式，虽然晶界形核速率最快，但是其并不能作为主导形核方式，这主要是因为V原子不易在晶界偏聚，V的碳氮化物一旦在晶界形核，就会在晶界周围出现贫V区，而晶粒内的V原子扩散至晶界需要通过较大的势垒，因此，一旦晶界形核发生，将不再具备继续形核的能力，从而转换成其它形核方式。众所周知，V的碳氮化物在奥氏体中的析出量较少，主要在铁素体中大量析出，分布均匀，尺寸较小，因此，V的析出物具有较强的沉淀强化作用。

图4

图4500 MPa级热冲压桥壳用钢析出物分布的TEM像

Fig.4Bright-field (a, c) and dark-field (b, d) TEM images of distribution of precipitates in 500 MPa grade hot stamping axle housing steel when coiling at 600 ℃ (a, b) and 570 ℃ (c, d)

为了进一步观察热冲压桥壳用钢在不同Tc下析出物的数量与尺寸，通过碳萃取复型试样进行观察，结果如图5所示。可见，热冲压桥壳用钢中V的析出物的形貌主要为球形、椭球形，在不同温度卷取时，钢中均存在大量尺寸较小的析出物，以纳米级析出物为主；随着Tc的降低，析出物有细化的趋势。当Tc为600 ℃时，热冲压桥壳用钢中析出物尺寸分布在2~17 nm之间，平均尺寸为8.4 nm，其中10 nm以下的纳米级析出物约占70%，对15 nm左右的析出物进行EDS分析，结果显示其为VCN，如图5a和b所示，该尺寸相对较大的VCN应为A区析出的析出物。当Tc降至570 ℃时，钢中析出物的尺寸主要分布在2~15 nm之间，平均尺寸为6.4 nm，其中10 nm以下的纳米级析出物体积分数高达86%，对10 nm以下的析出物进行EDS分析，结果显示其也为VC析出物，如5c和d所示，该纳米级的VC应为在F区析出的析出物。对于析出强化来说，析出相尺寸越小，分布越弥散，析出强化作用越强。因此，热冲压桥壳用钢在570 ℃卷取时的析出强化作用更显著。

图5

图5500 MPa级热冲压桥壳用钢中析出物的TEM像和EDS分析

Fig.5TEM images (a, c) and EDS analyses (b, d) of precipitates (showed by arrows) in 500 MPa grade hot stamping axle housing steel when coiling at 600 ℃ (a, b) and 570 ℃ (c, d)

3分析讨论

3.1连续冷却转变规律

热冲压桥壳用钢在Tc仅相差30 ℃下组织与性能差异显著，而工业大生产时Tc控制为一个范围，为了确定热冲压桥壳用钢Tc控制范围，对热冲压桥壳用钢的连续冷却转变规律进行了研究，其CCT曲线如图6所示。可见，热冲压桥壳用钢的动态CCT曲线由F转变区、P转变区和B转变区组成，整体呈扁平状。在实验温度范围内均存在F转变，随着冷却速率的增加，F转变区变小；冷却速率小于8 ℃/s时均存在P转变，转变产物主要是F+P或者F+P+B。当冷却速率达到3 ℃/s时，将发生B转变，随着冷却速率的进一步增加，B转变量逐渐增加，贝氏体转变开始温度在550~580 ℃之间，随着冷却速率的增加，贝氏体转变开始温度有下移的趋势。当冷却速率达到30 ℃/s时，出现马氏体转变。

图6

图6500 MPa级热冲压桥壳用钢的连续冷却转变(CCT)曲线

Fig.6Continuous cooling transition (CCT) curve of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel (Ac3—temperature of all ferrite transform into austenite during heating,Ms—martensite transformation start temperature)

热冲压桥壳用钢在不同冷速下的组织如图7所示。可见，在冷却速率≤1 ℃/s时，组织主要为PF+P组织，随着冷却速率的增加，P体积分数下降，PF体积分数增加，PF晶粒与P球团的尺寸逐渐减小。当冷却速率增至3 ℃/s时，组织中出现了AF和GB，热冲压桥壳用钢的组织主要为QPF+AF+P+GB。当冷却速率进一步增加至8 ℃/s时，组织中出现了板条贝氏体(LB)，组织主要为QPF+GB+LB+极少量P，随着冷却速率的增加，GB与LB体积分数逐渐增加，QPF与P体积分数逐渐减小，QPF主要为先共析F，成网状形态分布，其主要为高温阶段沿奥氏体晶界析出。当冷却速率为8~20 ℃/s时，P完全消失，组织以QPF+GB+LB为主，QPF的体积分数较少，呈网状分布，随着冷却速率的增加，LB的体积分数逐渐增加，QPF和GB逐渐减少。当冷却速率达到30 ℃/s时，出现马氏体组织(M)，组织主要为QPF+LB+M。

图7

图7500 MPa级热冲压桥壳用钢在不同冷却速率下的微观组织

Fig.7Microstructures of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel at cooling rates of 0.1 ℃/s (a), 1 ℃/s (b), 3 ℃/s (c), 5 ℃/s (d), 8 ℃/s (e), 15 ℃/s (f), 20 ℃/s (g) and 30 ℃/s (h) (M—martensite, LB—lath bainite)

由图6和7可见，当Tc为600 ℃时，热冲压桥壳用钢主要发生F与P转变；当Tc降低至570 ℃时，当冷却速率<3 ℃/s时，热冲压桥壳用钢的组织依然为F+P组织，但工业大生产的冷却速率一般大于3 ℃/s，热冲压桥壳用钢将会出现B组织，B组织的出现，将对板形控制以及后续将带钢剪切成开平板等工序造成一定影响。

3.2 V的析出规律

钢中V的氮化物和碳化物可完全互溶而形成三元第二相V(C, N)，对确定化学成分的钢在确定温度下保温达到平衡时，钢中的V(C, N)三元第二相也应该具有确定的化学组成，即其化学式可以写为VCxN1-x[17]，其中x为C原子分数。根据V的碳化物和氮化物的固溶度积经验公式[17]，可以计算在不同温度下的固溶与析出的规律，包括各个温度下的平衡固溶量、形核率-温度曲线(NrT曲线)和析出-温度-时间曲线(PTT曲线)等。

热冲压桥壳用钢在不同温度下V、C和N元素平衡固溶量的变化规律如图8所示。可见，热冲压桥壳用钢在950 ℃以上基本上没有V的析出物，在950 ℃以下，随着温度的降低，N与V的固溶量快速下降，也就是说VN快速析出，随着温度进一步下降，才发生VC的析出，所以在A高温区平衡析出的VCN一般是富N的，在A低温区平衡析出的VCN一般是富C的，A区析出的析出物一般尺寸较大。由于钢中的N含量较少，在高温阶段很快被消耗，故在F区析出时一般析出VC纳米级析出物。

图8

图8500 MPa级热冲压桥壳用钢在不同温度下V、C和N元素平衡固溶量的变化规律

Fig.8Variations of the equilibrium solid solution amount of V, C and N elements of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel at different temperatures

通常情况下微合金钢中的V元素很难在A中完全析出，大量的V将在随后的冷却过程中在位错线上形核析出，因此可得到较大体积分数的具有微小尺寸的析出物。所以，V元素在微合金钢中的主要作用是在F中产生强烈的析出强化效果，VC/VCN在F当中的析出过程研究具有非常重要的工业生产意义[25~30]。结合本工作实际情况，可假设VCN在A中应变诱导析出发生了50%，此后将不再继续发生A中的析出行为。根据VC与VN在F中的固溶度积公式[17]，可以得到VCN在F中析出的NrT曲线与PTT曲线，结果如图9所示。可见，热冲压桥壳用钢在F中析出的NrT曲线呈现反C曲线形貌，NrT曲线反映了热冲压桥壳用钢的形核率的大小，随着温度的降低，热冲压桥壳用钢的形核率逐渐增加，最大形核率温度约为500 ℃；热冲压桥壳用钢在F中析出的PTT曲线呈现C曲线形貌，其反映了形核速率的快慢，PTT曲线的鼻尖温度对应的形核速率为最快形核速率，由计算结果可见热冲压桥壳用钢的鼻尖温度约为560 ℃；在进行热轧工艺设计时，为了获得较大的析出强化效果，Tc设定在PTT曲线鼻尖温度附近较合适。本工作热冲压桥壳用钢在570 ℃卷取时，由于Tc处于PTT曲线鼻尖位置，获得了较大的析出强化效果，该计算结果与2.3节实际结果相吻合。

图9

图9500 MPa级热冲压桥壳用钢在铁素体(F)区的形核率-温度(NrT)曲线和析出-温度-时间(PTT)曲线

Fig.9Nucleation rate-temperature (NrT) curve (a) and precipitation-temperature-time (PTT) curve (b) of 500 MPa grade hot stamping axle housing steel in ferrite (I—nucleation rate,K—constant, subscript d indicates nucleation on the dis-location;t0.05da—nucleation start time of the precipitates when the precipitates nucleate on the dislocation line, and the nucleation rate quickly decays to zero;t0.05da/t0da—relative nucleation start time)

3.3热冲压工艺讨论

热冲压桥壳用钢的热冲压工艺为：首先将热冲压桥壳用钢加热至900 ℃左右，保温3~5 min，然后进行冲压，冲压结束后空冷至室温。在热冲压桥壳用钢的加热和保温过程中，其室温组织将发生F向A的转变以及A晶粒的长大过程；无论原始室温组织为F+P、B或者M，经过加热和保温工序，最终均会转变为A；另一方面，由于一般热冲压桥壳用钢的厚度均在12 mm以上，对剪切设备的能力要求较高，热冲压桥壳钢的强度越高，剪切难度越大；因此，为了保证桥壳用钢在剪切下料过程中的板形质量，原料应以F+P组织为主，且热冲压桥壳用钢的强度不宜过高。

准确掌握热冲压桥壳用钢的析出物的固溶与析出规律，对于充分发挥其相应的作用，具有重要的实际应用价值。根据式(1)计算结果可知，热冲压桥壳用钢的TAS在888~961 ℃之间，由此可见，在热冲压加热工序中，热冲压桥壳用钢中的V的碳化物、碳氮化物将大量回溶至A基体中，因此不管是600 ℃卷取还是570 ℃卷取，其析出物的尺寸与数量对加热后的二次析出行为的影响不大；另外由VC/VCN在F中析出规律研究结果可见，虽然570 ℃卷取时热冲压桥壳用钢的形核率与形核速率均大于600 ℃，析出强化效果更优，但其对热冲压桥壳用钢的板形控制是不利的，因此，在保证力学性能前提下，Tc设定为600 ℃更合适。

4结论

(1) 热冲压桥壳用钢在600和570 ℃卷取时的力学性能有显著差异，570 ℃卷取时的屈服强度与抗拉强度较600 ℃卷取分别提高了165和117 MPa，这主要是由于热冲压桥壳用钢B转变温度高达580 ℃，570 ℃卷取时出现了AF和GB的原因。

(2) 600 ℃卷取时热冲压桥壳用钢的组织由F和P组成，F晶粒平均尺寸约为4.48 μm，HAGB体积分数约为68.1%，析出物平均尺寸在8.4 nm；Tc降低至570 ℃时的组织主要由AF、GB、PF/QPF和P组成，F晶粒平均尺寸约为4.39 μm，HAGB体积分数约为54.5%，析出物的平均尺寸为6.4 nm。虽然570 ℃卷取时F晶粒平均尺寸和析出物尺寸均小于600 ℃，但570 ℃卷取时热冲压桥壳用钢在20~-40 ℃的冲击功均低于600 ℃，并且随着冲击温度的下降，570 ℃卷取时的冲击功显著降低，这主要是由于600 ℃卷取时HAGB体积分数更高的原因。

(3) 考虑到热冲压桥壳用钢后续热冲压工艺对热轧态原始室温组织和析出物的影响以及高板形质量要求，热冲压桥壳用钢应以F和P组织为主，尽量抑制析出物在热轧状态下析出，在保证强塑性满足要求下，Tc设定为600 ℃更合适。

来源--金属学报