熱處理工藝對20Mn2Cr汽車用鋼熱軋板組織和性能的影響

洪 松，丁漢林，朱國輝，王永強，陳其偉

(1.安徽工業大學a.材料科學與工程學院，b.冶金工程學院安徽馬鞍山243032；2.蘇州大學沙鋼鋼鐵學院，江蘇蘇州215006)

為應對汽車行業對生產成本、節能、環保、安全性等方面的需求，國際鋼鐵協會提出了超輕鋼車體(ULSAB)研究項目[2]，主要目標是研究開發先進高強度鋼(advanced high strength steel，AHSS)。先進高強度鋼主要包括相變誘導塑性(transformation induced plasticity，TRIP)鋼、雙相(dual phase，DP)鋼、復相(complex phase，CP)鋼、孿晶誘導塑性(twinning induced plasticity，TWIP)鋼等。熱成形鋼是一種利用熱成形工藝生產的先進超高強度鋼，主要用于汽車A/B/C柱、車頂構架、車底框架、汽車前后保險杠、車門內板以及車門防撞桿等對碰撞要求較高的部件，其在車身上的應用比例逐漸上升，且已部分代替DP鋼和TRIP鋼[3-6]。目前，市場上的熱成形鋼以含硼鋼為主，其中22MnB5應用最為廣泛。B元素可有效提高鋼的淬透性，22MnB5熱成形件為馬氏體組織，強度可達1 500 MPa，延伸率僅為5%～7%[7]，但B元素的添加量需嚴格控制在0.001 5%～0.003%(質量分數)之間[8]，過高的B含量由于其偏析使得鋼的冶煉和焊接等工藝變得困難，過低的B含量則影響鋼的淬透性。

為避免B元素添加引起的不利因素，從C，Si，Mo，Ni，Cr，Mn等可強烈提高鋼淬透性的元素中，選取Mn和Cr兩種相對廉價的合金元素替代B元素，通過JMatPro軟件模擬設計一種新型高強度汽車用鋼20Mn2Cr，利用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡、顯微維氏硬度計等手段，分析熱處理工藝對實驗鋼熱軋板組織和性能的影響，以期為工業化生產提供理論依據。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗鋼成分設計

為確定Mn和Cr元素的合理添加量，采用JMatPro軟件模擬分析Mn和Cr元素對設計用鋼連續冷卻轉變(continuous cooling transformation，CCT)曲線的影響，由此確定設計用鋼的最終成分。考慮到汽車用鋼的焊接性，并參考22MnB5和Q&P980等高強度鋼的合金元素含量，將C元素質量分數設定為0.2%，Mn和Cr元素質量分數分別設定為1.5%，1.8%，2.0%和1.0%，1.25%，1.5%。

圖1為Cr元素添加量對設計用鋼CCT曲線的影響，其中Mn元素質量分數固定為1.8%。由圖1可看出：Cr元素質量分數由1%增加到1.25%時，設計用鋼中鐵素體(F)和珠光體(P)形成區均明顯向右移動，貝氏體(B)形成區移動不明顯；Cr元素質量分數從1.25%增加到1.50%時，鐵素體和珠光體區移動不太明顯，貝氏體區基本不移動，并且在冷卻速度為10℃/s時無鐵素體和珠光體生成。故從經濟角度考慮，將實驗鋼Cr元素質量分數設定為1.25%。

為確定Mn元素添加量對設計用鋼CCT曲線的影響，將Cr元素質量分數設定為1.25%，Mn元素質量分數分別設定為1.5%，1.8%和2.0%，模擬結果如圖2。由圖2可看出：Mn元素質量分數由1.5%增加到1.8%時，設計用鋼中鐵素體和珠光體形成區均明顯向右移動，貝氏體形成區也向右移動；但當Mn元素質量分數由從1.8%增加到2.0%時，設計用鋼中鐵素體區和貝氏體區移動不明顯，貝氏體區基本不移動。故從成本和冶煉等角度考慮，將實驗鋼的Mn元素質量分數設定為1.8%。

圖1 Cr元素含量對設計用鋼CCT曲線的影響Fig.1 Effect of Cr element content on CCT curve of design steel

為探究實驗鋼的淬透性，將實驗鋼和常見熱成形鋼22MnB5的CCT曲線進行對比分析，結果如圖3。由圖3可看出：Mn和Cr元素的加入使實驗鋼的鐵素體和珠光體形成區明顯右移，當冷卻速度為10℃/s時，實驗鋼中基本無珠光體和鐵素體的形成，而22MnB5中仍有部分鐵素體的轉變，故實驗鋼的淬透性優于22MnB5；但當冷卻速度為100℃/s時，實驗鋼中仍有少量貝氏體形成，故Mn和Cr對貝氏體的右移不明顯；實驗鋼的馬氏體相變點低于22MnB5，表明其馬氏體的形成需更大的相變驅動力。

圖2 不同Mn元素含量對設計用鋼CCT曲線的影響Fig.2 Effect of Mn element content on CCT curve of design steel

圖3 實驗鋼和22MnB5鋼的CCT曲線Fig.3 CCT curves of the tested steel and 22MnB5

根據模擬設計的結果，在某鋼鐵股份有限公司實驗基地進行實驗鋼的冶煉、澆鑄、鍛造和軋制。為確定實驗鋼的具體成分，在蘇州大學實驗中心的光譜分析儀上進行成分分析，結果如表1。從表1可看出，實驗鋼的實測成分與設計成分接近，根據實驗鋼的實測成分，將實驗鋼命名為20Mn2Cr鋼。

表1 實驗鋼設計成分與實測成分，w/%Tab.1 Design and measured compositions of the tested steel，w/%

1.2 熱處理工藝

為研究冷卻速度、保溫溫度、保溫時間對實驗鋼組織性能的影響，利用Gleeble熱模擬實驗機對實驗用鋼熱軋板進行熱處理，具體工藝參數如表2。

表2 實驗鋼熱軋板熱處理工藝參數Tab.2 Process parameters of heat treatment for hot rolled sheet of tested steel

1.3 顯微組織觀察和顯微硬度測試

將經Gleeble熱處理后的8組實驗鋼試樣鑲嵌、研磨、拋光，利用4%(體積分數)的硝酸酒精溶液腐蝕5～10 s后在Zeiss Axio Vert.Al型光學顯微鏡和SU5000型場發射掃描電子顯微鏡（SEM）下進行顯微組織觀察。將實驗鋼置于苦味酸水溶液(30 g/L)中腐蝕180 s后洗凈、吹干，觀察原始奧氏體晶界，其中苦味酸水溶液中添加少許海鷗牌洗發膏，并將腐蝕液在水浴爐中加熱至75℃保溫。將試樣再次進行研磨和拋光后，外加載荷300 g，保荷時間10 s，在每個試樣上隨機選取7個點采用TH701型顯微維氏硬度計測試其顯微硬度，求取平均值。

2 實驗結果和討論

2.1 冷卻速度對實驗鋼組織性能的影響

圖4 不同冷卻速度下試樣的光學顯微組織和原粒奧氏體晶粒Fig.4 Optical microstructures and prior austenite grain boundaries of specimens under different cooling speeds

實驗鋼在單相區950℃保溫120 s后分別以60，6℃/s的冷卻速度冷卻到室溫時的光學金相組織和原始奧氏體晶粒如圖4。由圖4可看出：上述兩種熱處理條件下實驗鋼基體均為板條馬氏體組織，但60℃/s大于形成馬氏體的臨界冷卻速度，故其馬氏體組織特征明顯；而6℃/s小于臨界冷卻速度，從CCT曲線中可以看出，冷卻曲線經過了貝氏體形成區，故組織中除板條馬氏體外還出現了部分竹葉狀的下貝氏體；隨著冷卻速度的增大，馬氏體板條尺寸減小，這是由于過冷度的增大導致相變驅動力變大，過冷奧氏體在冷卻過程中相變形核點增加，組織長大過程會被抑制[9]。采用Image Pro軟件對圖4(c)，(d)中的原奧晶粒尺寸進行測量，當冷卻速度為60℃/s時原奧晶粒平均尺寸約12.8 μm，而當冷卻速度為6℃/s時原奧晶粒尺寸約為24.3 μm，且晶粒大小不均勻。可見，隨著冷卻速度的降低，實驗鋼的原奧晶粒尺寸變大。

測試兩種冷卻速度下淬火處理實驗鋼的顯微硬度，得到冷卻速度60℃/s的實驗鋼顯微硬度為484.44 HV，而6℃/s的為468.53 HV，顯微硬度的顯著降低正是由于板條馬氏體束變寬且晶粒粗大所致。

2.2 保溫時間對實驗鋼組織性能的影響

實驗鋼在950℃加熱120 s后在250℃馬氏體形成區分別保溫30，60，120 s的光學組織和SEM形貌如圖5。該處理工藝主要是為了考察保溫過程中實驗鋼組織和性能的變化情況，即參考Speer等[10-14]提出的Q&P(Quenching and Partitioning)工藝，將過冷奧氏體淬火后，在等于淬火溫度(一步法)或高于淬火溫度(兩步法)下保溫一段時間，在此過程中過飽和馬氏體中的碳原子會向殘余奧氏體中富集，使殘余奧氏體中由于富碳而在室溫下能夠更多地穩定存在，獲得力學性能更好的鋼。

圖5 不同配分時間下試樣的光學金相和SEM顯微組織Fig.5 Optical and SEM microstructure of specimens under different partitioning times

從圖5可看出，不同保溫時間下得到的基體組織均為板條馬氏體，形貌特征區別并不明顯。對比圖5中SEM照片可進一步確認這一現象，即在250℃下進行等溫處理時，保溫時間的延長對實驗鋼的組織形貌影響不大。這與Q&P鋼配分處理的組織演變特征不一致，主要是由于實驗鋼良好的淬透性(圖3)使得其淬火后為完全馬氏體組織，并無殘余奧氏體，因而未能觀察到因馬氏體/殘余奧氏體界面遷移而引起的微觀組織變化。

對上述3種不同保溫時間處理實驗鋼的顯微硬度進行測試，發現：當保溫時間從30 s延長到60 s時，顯微硬度由466.82 HV增加到477.89 HV；而當保溫時間由60 s延長到120 s時，顯微硬度略有降低并達到476.95 HV。一般來說，Q&P鋼隨著保溫時間的延長，由于碳原子向殘余奧氏體中的不斷擴散以及板條內位錯密度的降低，其強度和硬度逐漸下降。與Q&P鋼相比，實驗鋼的Si含量較低，在等溫過程中對碳化物析出的抑制作用不足，導致其硬度升高。馬氏體亞結構的變化亦會引起硬度變化，具體原因仍需采用TEM等手段深入分析。

2.3 奧氏體化溫度對實驗鋼組織性能的影響

實驗鋼分別在單相區950℃和兩相區800℃保溫120 s，直接淬火到25℃和在貝氏體形成區420℃等溫淬火得到的SEM組織如圖6。從圖6可看出：實驗鋼在單相區950℃保溫120 s以60℃/s的冷卻速度淬火得到的是典型的板條馬氏體組織；實驗鋼經兩相區直接淬火得到的組織中含少量多邊形鐵素體和板條馬氏體組織；實驗鋼經單相區保溫后經貝氏體區淬火，由板條馬氏體和羽毛狀的上貝氏體組成復相組織；實驗鋼在雙相區保溫貝氏體區等溫淬火，組織中也出現了多邊形的鐵素體組織，同時含板條馬氏體和少量的貝氏體組織。

圖6 不同奧氏體化溫度下的SEM顯微組織Fig.6 SEM microstructures of specimens under different austenitizing temperatures

對上述4種經不同熱處理后的實驗鋼進行顯微硬度測試，結果表明：在兩相區(800℃)淬火實驗鋼的顯微硬度明顯高于單相區(950℃）淬火的硬度；直接淬火至室溫時實驗鋼顯微硬度由單相區的484.44 HV增加到雙相區的505.10 HV；420℃等溫淬火時顯微硬度由單相區的491.38 HV增加到雙相區的497.67 HV。這是由于在略低于Ac3溫度(奧氏體終了溫度)的兩相區保溫后出現了少量先共析鐵素體，在兩相區加熱后穩定奧氏體的C，Mn等原子會在奧氏體中聚集，隨后淬火生成的馬氏體中也富集了更多的C，Mn等合金元素，故兩相區淬火后實驗鋼的顯微硬度增加。然而，同樣是在兩相區淬火，420℃等溫淬火時，馬氏體中過飽和的C原子擴散至鐵素體中，馬氏體中碳含量的降低減弱了其固溶強化效果，因而其顯微硬度低于直接淬火至室溫時的硬度。由于奧氏體化溫度的降低，原始奧氏體晶粒尺寸由單相區的18.5 μm減小至雙相區的8.9 μm，其晶界形貌如圖7。圖7表明，奧氏體晶粒尺寸較小而引起的細晶強化效果是導致雙相區淬火時實驗鋼顯微硬度較高的原因之一。

圖7 不同奧氏體化溫度下試樣的原奧氏體晶界Fig.7 Grain boundaries of prior austenite of specimens under different austenitic temperatures

3 結 論

1)利用JMatPro分析Mn和Cr元素對實驗鋼淬透性的影響，設計開發一種新型高強度汽車用實驗鋼20Mn2Cr，其淬透性優于22MnB5鋼。

2)實驗鋼經完全奧氏體化后以60，6℃/s的冷卻速度直接淬火，最終獲得的組織基體均以板條馬氏體為主，證實了實驗鋼的良好淬透性；但以6℃/s的速度冷卻時，鋼中出現少量竹葉狀的下貝氏體，隨著冷卻速度增加，原始奧氏體晶粒尺寸變小，顯微硬度增加。

3)實驗鋼經950℃完全奧氏體化后在250℃進行等溫淬火，保溫時間對基體組織宏觀形貌的影響不明顯，但實驗鋼的顯微硬度隨保溫時間延長而增加。

4)與單相區淬火相比，實驗鋼經雙相區淬火后基體中出現少量先共析鐵素體組織，奧氏體化時實驗鋼奧氏體中的C，Mn元素含量較完全奧氏體化高，且雙相區淬火時原始奧氏體晶粒尺寸較小，固溶強化和細晶強化的共同作用導致實驗鋼具有較高的顯微硬度，雙相區等溫淬火時，由于過飽和碳原子的擴散導致其硬度低于直接淬火時的硬度。