熱處理工藝對(duì)20Mn2Cr汽車(chē)用鋼熱軋板組織和性能的影響

洪 松，丁漢林，朱國(guó)輝，王永強(qiáng)，陳其偉

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

為應(yīng)對(duì)汽車(chē)行業(yè)對(duì)生產(chǎn)成本、節(jié)能、環(huán)保、安全性等方面的需求，國(guó)際鋼鐵協(xié)會(huì)提出了超輕鋼車(chē)體(ULSAB)研究項(xiàng)目[2]，主要目標(biāo)是研究開(kāi)發(fā)先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(advanced high strength steel，AHSS)。先進(jìn)高強(qiáng)度鋼主要包括相變誘導(dǎo)塑性(transformation induced plasticity，TRIP)鋼、雙相(dual phase，DP)鋼、復(fù)相(complex phase，CP)鋼、孿晶誘導(dǎo)塑性(twinning induced plasticity，TWIP)鋼等。熱成形鋼是一種利用熱成形工藝生產(chǎn)的先進(jìn)超高強(qiáng)度鋼，主要用于汽車(chē)A/B/C柱、車(chē)頂構(gòu)架、車(chē)底框架、汽車(chē)前后保險(xiǎn)杠、車(chē)門(mén)內(nèi)板以及車(chē)門(mén)防撞桿等對(duì)碰撞要求較高的部件，其在車(chē)身上的應(yīng)用比例逐漸上升，且已部分代替DP鋼和TRIP鋼[3-6]。目前，市場(chǎng)上的熱成形鋼以含硼鋼為主，其中22MnB5應(yīng)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(qiáng)度可達(dá)1 500 MPa，延伸率僅為5%～7%[7]，但B元素的添加量需嚴(yán)格控制在0.001 5%～0.003%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))之間[8]，過(guò)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(guò)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(qiáng)烈提高鋼淬透性的元素中，選取Mn和Cr兩種相對(duì)廉價(jià)的合金元素替代B元素，通過(guò)JMatPro軟件模擬設(shè)計(jì)一種新型高強(qiáng)度汽車(chē)用鋼20Mn2Cr，利用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、顯微維氏硬度計(jì)等手段，分析熱處理工藝對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼熱軋板組織和性能的影響，以期為工業(yè)化生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)鋼成分設(shè)計(jì)

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(duì)設(shè)計(jì)用鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(continuous cooling transformation，CCT)曲線的影響，由此確定設(shè)計(jì)用鋼的最終成分?？紤]到汽車(chē)用鋼的焊接性，并參考22MnB5和Q&P980等高強(qiáng)度鋼的合金元素含量，將C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)設(shè)定為0.2%，Mn和Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別設(shè)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(duì)設(shè)計(jì)用鋼CCT曲線的影響，其中Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)固定為1.8%。由圖1可看出：Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)由1%增加到1.25%時(shí)，設(shè)計(jì)用鋼中鐵素體(F)和珠光體(P)形成區(qū)均明顯向右移動(dòng)，貝氏體(B)形成區(qū)移動(dòng)不明顯；Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)從1.25%增加到1.50%時(shí)，鐵素體和珠光體區(qū)移動(dòng)不太明顯，貝氏體區(qū)基本不移動(dòng)，并且在冷卻速度為10℃/s時(shí)無(wú)鐵素體和珠光體生成。故從經(jīng)濟(jì)角度考慮，將實(shí)驗(yàn)鋼Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)設(shè)定為1.25%。

為確定Mn元素添加量對(duì)設(shè)計(jì)用鋼CCT曲線的影響，將Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)設(shè)定為1.25%，Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別設(shè)定為1.5%，1.8%和2.0%，模擬結(jié)果如圖2。由圖2可看出：Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)由1.5%增加到1.8%時(shí)，設(shè)計(jì)用鋼中鐵素體和珠光體形成區(qū)均明顯向右移動(dòng)，貝氏體形成區(qū)也向右移動(dòng)；但當(dāng)Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)由從1.8%增加到2.0%時(shí)，設(shè)計(jì)用鋼中鐵素體區(qū)和貝氏體區(qū)移動(dòng)不明顯，貝氏體區(qū)基本不移動(dòng)。故從成本和冶煉等角度考慮，將實(shí)驗(yàn)鋼的Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)設(shè)定為1.8%。

圖1 Cr元素含量對(duì)設(shè)計(jì)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(shí)驗(yàn)鋼的淬透性，將實(shí)驗(yàn)鋼和常見(jiàn)熱成形鋼22MnB5的CCT曲線進(jìn)行對(duì)比分析，結(jié)果如圖3。由圖3可看出：Mn和Cr元素的加入使實(shí)驗(yàn)鋼的鐵素體和珠光體形成區(qū)明顯右移，當(dāng)冷卻速度為10℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼中基本無(wú)珠光體和鐵素體的形成，而22MnB5中仍有部分鐵素體的轉(zhuǎn)變，故實(shí)驗(yàn)鋼的淬透性?xún)?yōu)于22MnB5；但當(dāng)冷卻速度為100℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼中仍有少量貝氏體形成，故Mn和Cr對(duì)貝氏體的右移不明顯；實(shí)驗(yàn)鋼的馬氏體相變點(diǎn)低于22MnB5，表明其馬氏體的形成需更大的相變驅(qū)動(dòng)力。

圖2 不同Mn元素含量對(duì)設(shè)計(jì)用鋼CCT曲線的影響Fig.2 Effect of Mn element content on CCT curve of design steel

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼和22MnB5鋼的CCT曲線Fig.3 CCT curves of the tested steel and 22MnB5

根據(jù)模擬設(shè)計(jì)的結(jié)果，在某鋼鐵股份有限公司實(shí)驗(yàn)基地進(jìn)行實(shí)驗(yàn)鋼的冶煉、澆鑄、鍛造和軋制。為確定實(shí)驗(yàn)鋼的具體成分，在蘇州大學(xué)實(shí)驗(yàn)中心的光譜分析儀上進(jìn)行成分分析，結(jié)果如表1。從表1可看出，實(shí)驗(yàn)鋼的實(shí)測(cè)成分與設(shè)計(jì)成分接近，根據(jù)實(shí)驗(yàn)鋼的實(shí)測(cè)成分，將實(shí)驗(yàn)鋼命名為20Mn2Cr鋼。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼設(shè)計(jì)成分與實(shí)測(cè)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(shí)間對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼組織性能的影響，利用Gleeble熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)對(duì)實(shí)驗(yàn)用鋼熱軋板進(jìn)行熱處理，具體工藝參數(shù)如表2。

表2 實(shí)驗(yàn)鋼熱軋板熱處理工藝參數(shù)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(cè)試

將經(jīng)Gleeble熱處理后的8組實(shí)驗(yàn)鋼試樣鑲嵌、研磨、拋光，利用4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液腐蝕5～10 s后在Zeiss Axio Vert.Al型光學(xué)顯微鏡和SU5000型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）下進(jìn)行顯微組織觀察。將實(shí)驗(yàn)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(fā)膏，并將腐蝕液在水浴爐中加熱至75℃保溫。將試樣再次進(jìn)行研磨和拋光后，外加載荷300 g，保荷時(shí)間10 s，在每個(gè)試樣上隨機(jī)選取7個(gè)點(diǎn)采用TH701型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試其顯微硬度，求取平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 冷卻速度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼組織性能的影響

圖4 不同冷卻速度下試樣的光學(xué)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(shí)驗(yàn)鋼在單相區(qū)950℃保溫120 s后分別以60，6℃/s的冷卻速度冷卻到室溫時(shí)的光學(xué)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?xiàng)l件下實(shí)驗(yàn)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(jīng)過(guò)了貝氏體形成區(qū)，故組織中除板條馬氏體外還出現(xiàn)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(guò)冷度的增大導(dǎo)致相變驅(qū)動(dòng)力變大，過(guò)冷奧氏體在冷卻過(guò)程中相變形核點(diǎn)增加，組織長(zhǎng)大過(guò)程會(huì)被抑制[9]。采用Image Pro軟件對(duì)圖4(c)，(d)中的原奧晶粒尺寸進(jìn)行測(cè)量，當(dāng)冷卻速度為60℃/s時(shí)原奧晶粒平均尺寸約12.8 μm，而當(dāng)冷卻速度為6℃/s時(shí)原奧晶粒尺寸約為24.3 μm，且晶粒大小不均勻。可見(jiàn)，隨著冷卻速度的降低，實(shí)驗(yàn)鋼的原奧晶粒尺寸變大。

測(cè)試兩種冷卻速度下淬火處理實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度，得到冷卻速度60℃/s的實(shí)驗(yàn)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(shí)間對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼組織性能的影響

實(shí)驗(yàn)鋼在950℃加熱120 s后在250℃馬氏體形成區(qū)分別保溫30，60，120 s的光學(xué)組織和SEM形貌如圖5。該處理工藝主要是為了考察保溫過(guò)程中實(shí)驗(yàn)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(guò)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(shí)間，在此過(guò)程中過(guò)飽和馬氏體中的碳原子會(huì)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(wěn)定存在，獲得力學(xué)性能更好的鋼。

圖5 不同配分時(shí)間下試樣的光學(xué)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(shí)間下得到的基體組織均為板條馬氏體，形貌特征區(qū)別并不明顯。對(duì)比圖5中SEM照片可進(jìn)一步確認(rèn)這一現(xiàn)象，即在250℃下進(jìn)行等溫處理時(shí)，保溫時(shí)間的延長(zhǎng)對(duì)實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(wú)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(duì)上述3種不同保溫時(shí)間處理實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度進(jìn)行測(cè)試，發(fā)現(xiàn)：當(dāng)保溫時(shí)間從30 s延長(zhǎng)到60 s時(shí)，顯微硬度由466.82 HV增加到477.89 HV；而當(dāng)保溫時(shí)間由60 s延長(zhǎng)到120 s時(shí)，顯微硬度略有降低并達(dá)到476.95 HV。一般來(lái)說(shuō)，Q&P鋼隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，由于碳原子向殘余奧氏體中的不斷擴(kuò)散以及板條內(nèi)位錯(cuò)密度的降低，其強(qiáng)度和硬度逐漸下降。與Q&P鋼相比，實(shí)驗(yàn)鋼的Si含量較低，在等溫過(guò)程中對(duì)碳化物析出的抑制作用不足，導(dǎo)致其硬度升高。馬氏體亞結(jié)構(gòu)的變化亦會(huì)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(duì)實(shí)驗(yàn)鋼組織性能的影響

實(shí)驗(yàn)鋼分別在單相區(qū)950℃和兩相區(qū)800℃保溫120 s，直接淬火到25℃和在貝氏體形成區(qū)420℃等溫淬火得到的SEM組織如圖6。從圖6可看出：實(shí)驗(yàn)鋼在單相區(qū)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(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)兩相區(qū)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(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)單相區(qū)保溫后經(jīng)貝氏體區(qū)淬火，由板條馬氏體和羽毛狀的上貝氏體組成復(fù)相組織；實(shí)驗(yàn)鋼在雙相區(qū)保溫貝氏體區(qū)等溫淬火，組織中也出現(xiàn)了多邊形的鐵素體組織，同時(shí)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(duì)上述4種經(jīng)不同熱處理后的實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，結(jié)果表明：在兩相區(qū)(800℃)淬火實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度明顯高于單相區(qū)(950℃）淬火的硬度；直接淬火至室溫時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼顯微硬度由單相區(qū)的484.44 HV增加到雙相區(qū)的505.10 HV；420℃等溫淬火時(shí)顯微硬度由單相區(qū)的491.38 HV增加到雙相區(qū)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(qū)保溫后出現(xiàn)了少量先共析鐵素體，在兩相區(qū)加熱后穩(wěn)定奧氏體的C，Mn等原子會(huì)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(qū)淬火后實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度增加。然而，同樣是在兩相區(qū)淬火，420℃等溫淬火時(shí)，馬氏體中過(guò)飽和的C原子擴(kuò)散至鐵素體中，馬氏體中碳含量的降低減弱了其固溶強(qiáng)化效果，因而其顯微硬度低于直接淬火至室溫時(shí)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(qū)的18.5 μm減小至雙相區(qū)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(xì)晶強(qiáng)化效果是導(dǎo)致雙相區(qū)淬火時(shí)實(shí)驗(yàn)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(jié) 論

1)利用JMatPro分析Mn和Cr元素對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼淬透性的影響，設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)一種新型高強(qiáng)度汽車(chē)用實(shí)驗(yàn)鋼20Mn2Cr，其淬透性?xún)?yōu)于22MnB5鋼。

2)實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)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(shí)了實(shí)驗(yàn)鋼的良好淬透性；但以6℃/s的速度冷卻時(shí)，鋼中出現(xiàn)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(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)950℃完全奧氏體化后在250℃進(jìn)行等溫淬火，保溫時(shí)間對(duì)基體組織宏觀形貌的影響不明顯，但實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)而增加。

4)與單相區(qū)淬火相比，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)雙相區(qū)淬火后基體中出現(xiàn)少量先共析鐵素體組織，奧氏體化時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼奧氏體中的C，Mn元素含量較完全奧氏體化高，且雙相區(qū)淬火時(shí)原始奧氏體晶粒尺寸較小，固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的共同作用導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)鋼具有較高的顯微硬度，雙相區(qū)等溫淬火時(shí)，由于過(guò)飽和碳原子的擴(kuò)散導(dǎo)致其硬度低于直接淬火時(shí)的硬度。