热处理工艺对20Mn2Cr汽车用钢热轧板组织和性能的影响

洪 松，丁汉林，朱国辉，王永强，陈其伟

(1.安徽工业大学a.材料科学与工程学院，b.冶金工程学院安徽马鞍山243032；2.苏州大学沙钢钢铁学院，江苏苏州215006)

为应对汽车行业对生产成本、节能、环保、安全性等方面的需求，国际钢铁协会提出了超轻钢车体(ULSAB)研究项目[2]，主要目标是研究开发先进高强度钢(advanced high strength steel，AHSS)。先进高强度钢主要包括相变诱导塑性(transformation induced plasticity，TRIP)钢、双相(dual phase，DP)钢、复相(complex phase，CP)钢、孪晶诱导塑性(twinning induced plasticity，TWIP)钢等。热成形钢是一种利用热成形工艺生产的先进超高强度钢，主要用于汽车A/B/C柱、车顶构架、车底框架、汽车前后保险杠、车门内板以及车门防撞杆等对碰撞要求较高的部件，其在车身上的应用比例逐渐上升，且已部分代替DP钢和TRIP钢[3-6]。目前，市场上的热成形钢以含硼钢为主，其中22MnB5应用最为广泛。B元素可有效提高钢的淬透性，22MnB5热成形件为马氏体组织，强度可达1 500 MPa，延伸率仅为5%～7%[7]，但B元素的添加量需严格控制在0.001 5%～0.003%(质量分数)之间[8]，过高的B含量由于其偏析使得钢的冶炼和焊接等工艺变得困难，过低的B含量则影响钢的淬透性。

为避免B元素添加引起的不利因素，从C，Si，Mo，Ni，Cr，Mn等可强烈提高钢淬透性的元素中，选取Mn和Cr两种相对廉价的合金元素替代B元素，通过JMatPro软件模拟设计一种新型高强度汽车用钢20Mn2Cr，利用光学显微镜、扫描电子显微镜、显微维氏硬度计等手段，分析热处理工艺对实验钢热轧板组织和性能的影响，以期为工业化生产提供理论依据。

1 实验材料及方法

1.1 实验钢成分设计

为确定Mn和Cr元素的合理添加量，采用JMatPro软件模拟分析Mn和Cr元素对设计用钢连续冷却转变(continuous cooling transformation，CCT)曲线的影响，由此确定设计用钢的最终成分。考虑到汽车用钢的焊接性，并参考22MnB5和Q&P980等高强度钢的合金元素含量，将C元素质量分数设定为0.2%，Mn和Cr元素质量分数分别设定为1.5%，1.8%，2.0%和1.0%，1.25%，1.5%。

图1为Cr元素添加量对设计用钢CCT曲线的影响，其中Mn元素质量分数固定为1.8%。由图1可看出：Cr元素质量分数由1%增加到1.25%时，设计用钢中铁素体(F)和珠光体(P)形成区均明显向右移动，贝氏体(B)形成区移动不明显；Cr元素质量分数从1.25%增加到1.50%时，铁素体和珠光体区移动不太明显，贝氏体区基本不移动，并且在冷却速度为10℃/s时无铁素体和珠光体生成。故从经济角度考虑，将实验钢Cr元素质量分数设定为1.25%。

为确定Mn元素添加量对设计用钢CCT曲线的影响，将Cr元素质量分数设定为1.25%，Mn元素质量分数分别设定为1.5%，1.8%和2.0%，模拟结果如图2。由图2可看出：Mn元素质量分数由1.5%增加到1.8%时，设计用钢中铁素体和珠光体形成区均明显向右移动，贝氏体形成区也向右移动；但当Mn元素质量分数由从1.8%增加到2.0%时，设计用钢中铁素体区和贝氏体区移动不明显，贝氏体区基本不移动。故从成本和冶炼等角度考虑，将实验钢的Mn元素质量分数设定为1.8%。

图1 Cr元素含量对设计用钢CCT曲线的影响Fig.1 Effect of Cr element content on CCT curve of design steel

为探究实验钢的淬透性，将实验钢和常见热成形钢22MnB5的CCT曲线进行对比分析，结果如图3。由图3可看出：Mn和Cr元素的加入使实验钢的铁素体和珠光体形成区明显右移，当冷却速度为10℃/s时，实验钢中基本无珠光体和铁素体的形成，而22MnB5中仍有部分铁素体的转变，故实验钢的淬透性优于22MnB5；但当冷却速度为100℃/s时，实验钢中仍有少量贝氏体形成，故Mn和Cr对贝氏体的右移不明显；实验钢的马氏体相变点低于22MnB5，表明其马氏体的形成需更大的相变驱动力。

图2 不同Mn元素含量对设计用钢CCT曲线的影响Fig.2 Effect of Mn element content on CCT curve of design steel

图3 实验钢和22MnB5钢的CCT曲线Fig.3 CCT curves of the tested steel and 22MnB5

根据模拟设计的结果，在某钢铁股份有限公司实验基地进行实验钢的冶炼、浇铸、锻造和轧制。为确定实验钢的具体成分，在苏州大学实验中心的光谱分析仪上进行成分分析，结果如表1。从表1可看出，实验钢的实测成分与设计成分接近，根据实验钢的实测成分，将实验钢命名为20Mn2Cr钢。

表1 实验钢设计成分与实测成分，w/%Tab.1 Design and measured compositions of the tested steel，w/%

1.2 热处理工艺

为研究冷却速度、保温温度、保温时间对实验钢组织性能的影响，利用Gleeble热模拟实验机对实验用钢热轧板进行热处理，具体工艺参数如表2。

表2 实验钢热轧板热处理工艺参数Tab.2 Process parameters of heat treatment for hot rolled sheet of tested steel

1.3 显微组织观察和显微硬度测试

将经Gleeble热处理后的8组实验钢试样镶嵌、研磨、抛光，利用4%(体积分数)的硝酸酒精溶液腐蚀5～10 s后在Zeiss Axio Vert.Al型光学显微镜和SU5000型场发射扫描电子显微镜（SEM）下进行显微组织观察。将实验钢置于苦味酸水溶液(30 g/L)中腐蚀180 s后洗净、吹干，观察原始奥氏体晶界，其中苦味酸水溶液中添加少许海鸥牌洗发膏，并将腐蚀液在水浴炉中加热至75℃保温。将试样再次进行研磨和抛光后，外加载荷300 g，保荷时间10 s，在每个试样上随机选取7个点采用TH701型显微维氏硬度计测试其显微硬度，求取平均值。

2 实验结果和讨论

2.1 冷却速度对实验钢组织性能的影响

图4 不同冷却速度下试样的光学显微组织和原粒奥氏体晶粒Fig.4 Optical microstructures and prior austenite grain boundaries of specimens under different cooling speeds

实验钢在单相区950℃保温120 s后分别以60，6℃/s的冷却速度冷却到室温时的光学金相组织和原始奥氏体晶粒如图4。由图4可看出：上述两种热处理条件下实验钢基体均为板条马氏体组织，但60℃/s大于形成马氏体的临界冷却速度，故其马氏体组织特征明显；而6℃/s小于临界冷却速度，从CCT曲线中可以看出，冷却曲线经过了贝氏体形成区，故组织中除板条马氏体外还出现了部分竹叶状的下贝氏体；随着冷却速度的增大，马氏体板条尺寸减小，这是由于过冷度的增大导致相变驱动力变大，过冷奥氏体在冷却过程中相变形核点增加，组织长大过程会被抑制[9]。采用Image Pro软件对图4(c)，(d)中的原奥晶粒尺寸进行测量，当冷却速度为60℃/s时原奥晶粒平均尺寸约12.8 μm，而当冷却速度为6℃/s时原奥晶粒尺寸约为24.3 μm，且晶粒大小不均匀。可见，随着冷却速度的降低，实验钢的原奥晶粒尺寸变大。

测试两种冷却速度下淬火处理实验钢的显微硬度，得到冷却速度60℃/s的实验钢显微硬度为484.44 HV，而6℃/s的为468.53 HV，显微硬度的显著降低正是由于板条马氏体束变宽且晶粒粗大所致。

2.2 保温时间对实验钢组织性能的影响

实验钢在950℃加热120 s后在250℃马氏体形成区分别保温30，60，120 s的光学组织和SEM形貌如图5。该处理工艺主要是为了考察保温过程中实验钢组织和性能的变化情况，即参考Speer等[10-14]提出的Q&P(Quenching and Partitioning)工艺，将过冷奥氏体淬火后，在等于淬火温度(一步法)或高于淬火温度(两步法)下保温一段时间，在此过程中过饱和马氏体中的碳原子会向残余奥氏体中富集，使残余奥氏体中由于富碳而在室温下能够更多地稳定存在，获得力学性能更好的钢。

图5 不同配分时间下试样的光学金相和SEM显微组织Fig.5 Optical and SEM microstructure of specimens under different partitioning times

从图5可看出，不同保温时间下得到的基体组织均为板条马氏体，形貌特征区别并不明显。对比图5中SEM照片可进一步确认这一现象，即在250℃下进行等温处理时，保温时间的延长对实验钢的组织形貌影响不大。这与Q&P钢配分处理的组织演变特征不一致，主要是由于实验钢良好的淬透性(图3)使得其淬火后为完全马氏体组织，并无残余奥氏体，因而未能观察到因马氏体/残余奥氏体界面迁移而引起的微观组织变化。

对上述3种不同保温时间处理实验钢的显微硬度进行测试，发现：当保温时间从30 s延长到60 s时，显微硬度由466.82 HV增加到477.89 HV；而当保温时间由60 s延长到120 s时，显微硬度略有降低并达到476.95 HV。一般来说，Q&P钢随着保温时间的延长，由于碳原子向残余奥氏体中的不断扩散以及板条内位错密度的降低，其强度和硬度逐渐下降。与Q&P钢相比，实验钢的Si含量较低，在等温过程中对碳化物析出的抑制作用不足，导致其硬度升高。马氏体亚结构的变化亦会引起硬度变化，具体原因仍需采用TEM等手段深入分析。

2.3 奥氏体化温度对实验钢组织性能的影响

实验钢分别在单相区950℃和两相区800℃保温120 s，直接淬火到25℃和在贝氏体形成区420℃等温淬火得到的SEM组织如图6。从图6可看出：实验钢在单相区950℃保温120 s以60℃/s的冷却速度淬火得到的是典型的板条马氏体组织；实验钢经两相区直接淬火得到的组织中含少量多边形铁素体和板条马氏体组织；实验钢经单相区保温后经贝氏体区淬火，由板条马氏体和羽毛状的上贝氏体组成复相组织；实验钢在双相区保温贝氏体区等温淬火，组织中也出现了多边形的铁素体组织，同时含板条马氏体和少量的贝氏体组织。

图6 不同奥氏体化温度下的SEM显微组织Fig.6 SEM microstructures of specimens under different austenitizing temperatures

对上述4种经不同热处理后的实验钢进行显微硬度测试，结果表明：在两相区(800℃)淬火实验钢的显微硬度明显高于单相区(950℃）淬火的硬度；直接淬火至室温时实验钢显微硬度由单相区的484.44 HV增加到双相区的505.10 HV；420℃等温淬火时显微硬度由单相区的491.38 HV增加到双相区的497.67 HV。这是由于在略低于Ac3温度(奥氏体终了温度)的两相区保温后出现了少量先共析铁素体，在两相区加热后稳定奥氏体的C，Mn等原子会在奥氏体中聚集，随后淬火生成的马氏体中也富集了更多的C，Mn等合金元素，故两相区淬火后实验钢的显微硬度增加。然而，同样是在两相区淬火，420℃等温淬火时，马氏体中过饱和的C原子扩散至铁素体中，马氏体中碳含量的降低减弱了其固溶强化效果，因而其显微硬度低于直接淬火至室温时的硬度。由于奥氏体化温度的降低，原始奥氏体晶粒尺寸由单相区的18.5 μm减小至双相区的8.9 μm，其晶界形貌如图7。图7表明，奥氏体晶粒尺寸较小而引起的细晶强化效果是导致双相区淬火时实验钢显微硬度较高的原因之一。

图7 不同奥氏体化温度下试样的原奥氏体晶界Fig.7 Grain boundaries of prior austenite of specimens under different austenitic temperatures

3 结 论

1)利用JMatPro分析Mn和Cr元素对实验钢淬透性的影响，设计开发一种新型高强度汽车用实验钢20Mn2Cr，其淬透性优于22MnB5钢。

2)实验钢经完全奥氏体化后以60，6℃/s的冷却速度直接淬火，最终获得的组织基体均以板条马氏体为主，证实了实验钢的良好淬透性；但以6℃/s的速度冷却时，钢中出现少量竹叶状的下贝氏体，随着冷却速度增加，原始奥氏体晶粒尺寸变小，显微硬度增加。

3)实验钢经950℃完全奥氏体化后在250℃进行等温淬火，保温时间对基体组织宏观形貌的影响不明显，但实验钢的显微硬度随保温时间延长而增加。

4)与单相区淬火相比，实验钢经双相区淬火后基体中出现少量先共析铁素体组织，奥氏体化时实验钢奥氏体中的C，Mn元素含量较完全奥氏体化高，且双相区淬火时原始奥氏体晶粒尺寸较小，固溶强化和细晶强化的共同作用导致实验钢具有较高的显微硬度，双相区等温淬火时，由于过饱和碳原子的扩散导致其硬度低于直接淬火时的硬度。