基于JMatPro軟件對22MnB5鋼熱處理參數的計算*

李治國，婁國棟

（沈陽化工大學， 沈陽 110142）

0 前 言

進入21世紀以來，世界各國面臨的碳排放等、環境污染問題日益嚴峻。經研究發現，降低汽車車身重量是降低能耗、減輕碳排放的有效途徑之一[1]。輕量化和增強安全性設計也成為現代汽車工業的重要發展方向[2]。與傳統鋼鐵材料相比，先進高強鋼作為低密度、高強度、高韌性的新型材料，能夠同時具備輕量化和安全性的雙重需求[3]。近年來興起的22MnB5熱成型鋼具有1 500 MPa的超高強度，在減薄車身材料厚度的同時能滿足汽車碰撞的安全性能，廣泛運用在汽車A 柱、B 柱和底板等抗沖擊和沖撞結構上，在汽車制造中具有廣闊的應用前景[4-5]。然而，要想快速研發出各種新材料，如果僅僅是用大量的試驗來檢測其熱物理性和力學性能等，這個過程將會非常的冗長和復雜[6]。

熱力學模擬軟件JMatPro 不僅可以用來計算金屬材料的多相平衡，還可以計算材料多種性能，如熱物理性等，還可以模擬包括鋁合金、鎂、鈷、鎳、鑄鐵、通用鋼、不銹鋼和焊材等不同金屬材料的相圖和性能，還可以對其熱處理技術和焊接技術等進行工藝設計[7]。該系統是以熱力學的穩定和強大的計算為核心，為了保證材料的計算精度，采用了大量的參數，并通過試驗證明了該方法的有效性，也大大減少試驗次數，節約了時間和成本[8]。本研究以22MnB5 高強鋼為對象，利用JMatPro 7.0軟件對其不同溫度下的熱物理性能參數進行計算，并對22MnB5 高強鋼的平衡相圖、TTA 曲線、CCT曲線、淬透性曲線及淬火組織進行模擬分析，并對試樣進行實際淬火后，采用金相和力學性能試驗進行驗證，為實際熱處理及焊接工藝提供一定的理論依據。

1 22MnB5高強鋼的平衡相計算及分析

采用國內某鋼廠生產的冷軋22MnB5 高強鋼，其合金成分見表1，將表1 的合金成分輸入到JMatPro軟件中進行熱力學計算。利用JMatPro軟件計算平衡相圖，通過各相的吉布斯自由能來模擬各相的組成、含量、相轉變溫度、相生成次序，得出關于各相組成、含量、相轉變溫度、相生成次序的圖表，以便更好的理解材料的微觀組織[9]。

圖1所示為22MnB5高強鋼從0 ℃～ 1 600 ℃溫度范圍內的平衡相圖。通過圖1 可以看出，22MnB5 高強鋼的相圖一共有13 個相區，即液相區、奧氏體相區和鐵素體相區，其他的極少量不同種類的碳化物相區、MnS 相、AlN相、MB2_C32相和Ti4C2S2相等。液相線的溫度為1 510 ℃，在這個溫度下，體心立方結構的δ 鐵素體在液相中開始形成，并且在液相中生長。隨著溫度的下降，δ 鐵素體增多，并發生包晶轉變。當溫度降低到1 486 ℃時，Fe 轉變成以FCC 晶格形式存在的γ 奧氏體所需要的吉布斯自由能較低，兩者自由能之差驅動BCC結構的δ 鐵素體發生相變，生成以FCC 結構的γ 奧氏體[10]。在轉變過程中，δ 鐵素體完全消失，包晶轉變完成，還保留了約為30 %的液相。當溫度達到固相線溫度1 455 ℃，液相消失，全部轉變為γ 奧氏體，并析出極少量的Mn 相，此時22MnB5 高強鋼完成了固液轉化，全部變為固相。在853 ℃～1 268 ℃時出現了極少量的Ti4C2S2相，當溫度達到721 ℃時Mn相消失，并且γ 奧氏體在811.7 ℃溫度點開始向低溫鐵素體轉變，當溫度降低到700.5 ℃時完成共析反應，生成鐵素體和極少量碳化物。隨溫度的不斷降低，碳化物相組織類型逐漸增多。22MnB5 高強鋼在室溫下的相組成有96.5%鐵素體相和極少量碳化物相以及其他相，其中碳化物有0.02% MB2_C32、0.072% M（C，N）、2.79% M7C3，其他相為0.003% MnS、0.03% AlN、0.068% M2P。

圖1 22MnB5鋼的平衡相圖

2 22MnB5 高強鋼的熱處理參數模擬及分析

2.1 TTA曲線和CCT曲線模擬及分析

2.1.1 等溫奧氏體化轉變曲線

圖2為采用JMatPro計算得到的22MnB5高強鋼的TTA 曲線。由圖2可知，加熱速度對鋼鐵的臨界轉變溫度和奧氏體均勻化溫度有很大的影響，當加熱速度增加時，Ac1、Ac3和奧氏體均勻化溫度都會隨之增加，并且在快速加熱的條件下，奧氏體可以迅速地進行碳的擴散，從而使得奧氏體迅速地趨于均勻化。3 條溫度曲線將奧氏體的形成過程從上到下劃分為形核、長大、殘留滲碳體溶解及奧氏體均勻化四個部分。

表2 為加熱速率對22MnB5 高強鋼奧氏體均勻化化溫度和時間的影響，由表2可見，加熱速率的增加有利于減少和消除氧化、脫碳的影響，同時也可以增加奧氏體的成核率，這種成核率的增加會產生更多的晶核，抑制晶粒的生長，使晶粒變得更加細小，從而使22MnB5 鋼的力學性能得到提高[11]。

表2 加熱速率對奧氏體均勻化溫度及時間的影響

2.1.2 過冷奧氏體連續冷卻曲線

圖3為JMatPro計算得到的22MnB5高強鋼連續冷卻曲線。圖3 中22MnB5 高強鋼的CCT 曲線從左至右主要的冷卻速度曲線分別為100、10、1、0.1、0.01 ℃/s，由圖3所示，馬氏體開始和終了轉變溫度分別為401 ℃、267.1 ℃，在367.7 ℃和290.2 ℃的溫度下，馬氏體的含量分別為50 %、90 %；貝氏體轉變溫度、珠光體轉變溫度和鐵素體轉變溫度分別為429 ℃、568 ℃和423 ℃。

圖3 22MnB5的CCT曲線

表3 為22MnB5 高強鋼在不同冷卻速度下的相組織含量，由表3 可見，以0.01 ℃/s 冷卻速度降至室溫后獲得鐵素體和珠光體組織，隨冷卻速度的增加，鐵素體、珠光體來不及成核或形核量減少，同時導致過冷度增大，促使奧氏體向貝氏體轉變；冷卻速率增加至3 ℃/s 時，貝氏體含量增加到最大74.96%，馬氏體組織含量為0；隨著冷卻速率的進一步增加，貝氏體也開始逐漸減少，當冷卻速率為4 ℃/s 時，馬氏體組織含量為9.42%，說明在3～4 ℃/s 的冷卻速度內出現了馬氏體；冷卻速度大于20 ℃/s時，大量奧氏體經淬火后相變為馬氏體，同時留下少量殘留奧氏體和鐵素體及貝氏體；當冷卻速度為100 ℃/s 時，奧氏體幾乎全部相轉變為馬氏體。

表3 不同冷卻速度下合金鋼的組織含量

圖4 為22MnB5 高強鋼在不同冷卻速度時抗拉強度、屈服強度和顯微硬度的變化曲線。由圖4 可知，抗拉強度、屈服強度和硬度與冷卻速度呈正比關系，當冷速為100 ℃/s 時，淬火后相變的馬氏體含量增多，導致22MnB5 高強鋼的硬度、屈服強度及抗拉強度分別增加至481.8HV0.1、1 261.95 MPa 和1 508.78 MPa，此時鋼的硬度、屈服強度及抗拉強度均達到最佳狀態。

圖4 22MnB5鋼在不同冷卻速度下的強度和硬度

2.2 22MnB5高強鋼的淬透性預測與淬火分析

淬透性是指鋼在淬火過程中得到馬氏體組織的一種熱處理工藝性能，其對鋼的力學性能有重要影響，其大小可用淬透層深度和硬度的分布來衡量[12]。評估淬透性常用的試驗方法有斷口檢驗法、U 形曲線法、臨界直徑法和末端淬火法[13]。圖5 為通過JMatPro 計算的距淬火面不同距離下22MnB5 高強鋼各相的相對含量、抗拉強度、屈服強度和顯微硬度的變化。從圖5（a）可以看出，隨淬火端距離的增加鐵素體緩慢增加，全部為馬氏體組織的淬火面距離淬火端面的距離小于0.3 cm；隨淬火距離從0.5 cm 增加至2 cm 的過程中，馬氏體含量減少至0，貝氏體含量增加至最多85%；當距離大于2 cm 時，貝氏體含量緩慢下降。從圖5（b）可以看出，22MnB5 鋼的硬度、抗拉強度和屈服強度與到淬火端面的距離呈反比，即在淬火端面（初始距離）時22MnB5 鋼的硬度、抗拉強度和屈服強度均為最大值，分別為482.11HV0.1、1 508.78 MPa和1 261.95 MPa。

圖5 距淬火端不同距離時22MnB5高強鋼的相組成及力學性能

圖6 為22MnB5 高強鋼淬火組織含量的變化， 由 圖6 可 知， 以700 ℃/s 冷 卻 速 度，22MnB5 鋼由900 ℃冷至室溫時只有馬-奧組織及其含量變化。當溫度為900 ℃時組織全為奧氏體，隨溫度降低到405 ℃時奧氏體開始逐漸消失，馬氏體出現；當溫度降低至溫室（25 ℃）時，22MnB5 高強鋼的組織全為馬氏體。表4 為22MnB5 高強鋼模擬水浴淬火至室溫后的力學性能。對比圖4 可知，模擬水浴淬火的計算結果與冷卻速率為100 ℃/s 的硬度、屈服強度、抗拉強度基本一致。

圖6 22MnB5淬火組織含量變化

表4 22MnB5模擬水浴淬火后的力學性能

3 試驗及結果討論

為使整塊試樣在淬火時獲得預期的馬氏體組織，選擇規格為120 mm×20 mm×1.2 mm 的冷軋22MnB5 高強鋼。因22MnB5 高強鋼通過JMatPro計算CCT曲線和Jominy淬透性時選擇奧氏體化溫度為900 ℃，本研究對初始22MnB5 高強鋼進行高溫淬火的熱處理工藝選擇退火溫度為900 ℃。熱處理工藝為：將22MnB5 高強鋼放入已加熱到900 ℃的電阻爐保溫箱內，保溫5 min 后拿出立即進行冷水浴淬火，之后分別對冷軋和高溫淬火后的22MnB5 高強鋼進行金相組織觀察，金相試樣經打磨、拋光和4%硝酸酒精腐蝕后，采用奧林巴斯光學顯微鏡觀察。

圖7 為冷軋態和高溫淬火后22MnB5 高強鋼的微觀組織，從圖7 （a） 可以看出，冷軋22MnB5 高強鋼主要由壓扁態鐵素體和珠光體組成，鐵素體晶界為不規則的多邊形，并且鐵素體晶粒大小不均勻，珠光體分布在鐵素體晶界上，鐵素體具有較低的位錯密度且晶粒較為粗大，且珠光體沿軋制方向成帶狀分布。這是由于在塑性變形過程中，各個晶粒的滑移面和滑移方向都要隨著機械加工的方向發生改變，這樣就導致多晶體中原本取向不相同的晶粒慢慢轉變為一致的取向。從圖7（b）可以看出，高溫淬火后22MnB5高強鋼的微觀組織主要由馬氏體組成。

圖7 22MnB5高強鋼的顯微組織

表5 為22MnB5 高強鋼冷軋態與淬火態的力學性能，由表5 數據對比發現，冷軋態22MnB5高溫淬火后硬度、屈服強度和抗拉強度分別提升了127%、190%和174%，可見冷軋22MnB5鋼經高溫淬火后力學性能大幅提高。

表5 22MnB5高強鋼的力學性能

奧氏體的形成包括形核、長大、滲碳體溶解和奧氏體均勻化，整個過程通過原子擴散來完成，加熱溫度和保溫時間對奧氏體的形成速度有很大影響[14]。對比表2，當加熱速率大于10 ℃/s時，其奧氏體均勻化溫度、Ac1與Ac3均會上升，加熱速率越快，奧氏體的孕育和轉變完成所需時間就越少。如果加熱到Ac3以上溫度保溫時，需要一個孕育期，奧氏體形核需要原子的擴散，而擴散需要一定時間，所以需要一段足夠的時間來保溫，以達到全部奧氏體化，考慮到試驗中爐溫為900 ℃、保溫5 min，已足夠保證22MnB5高強鋼完成奧氏體均勻化。

22MnB5 高強鋼完成奧氏體均勻化后快速冷卻發生無擴散型相變生成馬氏體使材料發生強化和硬化[15]。對比表3可知，以冷水浴的方式冷卻，其冷卻速率已經完全大于100 ℃/s，結合圖7（b）可見22MnB5 高強鋼水浴淬火后組織為馬氏體。對比圖4 和表5 可知，實際淬火后的力學性能與冷速模擬淬火后的力學性能大致相同，22MnB5高強鋼經高溫水浴淬火后，硬度、屈服強度和抗拉強度得到顯著提升。

4 結 論

（1）通過JMatPro 計算出22MnB5 鋼的液相線溫度為1 510 ℃，固相線溫度為1 455 ℃，奧氏體開始和結束相變的溫度分別為Ac1=713.9 ℃和Ac3=812.0 ℃。

（2）通過計算TTA曲線得出，隨加熱速率的增加，奧氏體均勻化所需時間縮短。通過計算CCT曲線得出，馬氏體開始和終了轉變溫度分別為401 ℃和267.1 ℃，貝氏體轉變溫度為548.6 ℃，珠光體轉變溫度為589 ℃，鐵素體轉變溫度為793.5 ℃；當冷卻速度大于20 ℃/s 時，奧氏體幾乎全部轉變為馬氏體組織。

（3）通過計算22MnB5 高強鋼的淬透性發現，距離淬火端面距離達到0.3 cm時，組織全部為馬氏體，此時顯微硬度、抗拉強度和屈服強度分別達到最大值（482.11HV0.1、1 508.78 MPa 和1 261.975 MPa），其計算結果與CCT 曲線中冷卻速度為100 ℃/s 時22MnB5 鋼的硬度、抗拉強度和屈服強度一致。

（4）試驗發現22MnB5 高強鋼經高溫淬火獲得馬氏體組織，其顯微硬度、抗拉強度和屈服強度分別為489HV0.1、1 644 MPa 和1 098 MPa，試驗結果和模擬結果基本一致。22MnB5 高強鋼高溫淬火后與初始冷軋態相比，顯微硬度、抗拉強度和屈服強度分別提高了127.4%、174% 和190%，力學性能顯著提高。