基于JMatPro软件对22MnB5钢热处理参数的计算*

李治国，娄国栋

（沈阳化工大学， 沈阳 110142）

0 前 言

进入21世纪以来，世界各国面临的碳排放等、环境污染问题日益严峻。经研究发现，降低汽车车身重量是降低能耗、减轻碳排放的有效途径之一[1]。轻量化和增强安全性设计也成为现代汽车工业的重要发展方向[2]。与传统钢铁材料相比，先进高强钢作为低密度、高强度、高韧性的新型材料，能够同时具备轻量化和安全性的双重需求[3]。近年来兴起的22MnB5热成型钢具有1 500 MPa的超高强度，在减薄车身材料厚度的同时能满足汽车碰撞的安全性能，广泛运用在汽车A 柱、B 柱和底板等抗冲击和冲撞结构上，在汽车制造中具有广阔的应用前景[4-5]。然而，要想快速研发出各种新材料，如果仅仅是用大量的试验来检测其热物理性和力学性能等，这个过程将会非常的冗长和复杂[6]。

热力学模拟软件JMatPro 不仅可以用来计算金属材料的多相平衡，还可以计算材料多种性能，如热物理性等，还可以模拟包括铝合金、镁、钴、镍、铸铁、通用钢、不锈钢和焊材等不同金属材料的相图和性能，还可以对其热处理技术和焊接技术等进行工艺设计[7]。该系统是以热力学的稳定和强大的计算为核心，为了保证材料的计算精度，采用了大量的参数，并通过试验证明了该方法的有效性，也大大减少试验次数，节约了时间和成本[8]。本研究以22MnB5 高强钢为对象，利用JMatPro 7.0软件对其不同温度下的热物理性能参数进行计算，并对22MnB5 高强钢的平衡相图、TTA 曲线、CCT曲线、淬透性曲线及淬火组织进行模拟分析，并对试样进行实际淬火后，采用金相和力学性能试验进行验证，为实际热处理及焊接工艺提供一定的理论依据。

1 22MnB5高强钢的平衡相计算及分析

采用国内某钢厂生产的冷轧22MnB5 高强钢，其合金成分见表1，将表1 的合金成分输入到JMatPro软件中进行热力学计算。利用JMatPro软件计算平衡相图，通过各相的吉布斯自由能来模拟各相的组成、含量、相转变温度、相生成次序，得出关于各相组成、含量、相转变温度、相生成次序的图表，以便更好的理解材料的微观组织[9]。

图1所示为22MnB5高强钢从0 ℃～ 1 600 ℃温度范围内的平衡相图。通过图1 可以看出，22MnB5 高强钢的相图一共有13 个相区，即液相区、奥氏体相区和铁素体相区，其他的极少量不同种类的碳化物相区、MnS 相、AlN相、MB2_C32相和Ti4C2S2相等。液相线的温度为1 510 ℃，在这个温度下，体心立方结构的δ 铁素体在液相中开始形成，并且在液相中生长。随着温度的下降，δ 铁素体增多，并发生包晶转变。当温度降低到1 486 ℃时，Fe 转变成以FCC 晶格形式存在的γ 奥氏体所需要的吉布斯自由能较低，两者自由能之差驱动BCC结构的δ 铁素体发生相变，生成以FCC 结构的γ 奥氏体[10]。在转变过程中，δ 铁素体完全消失，包晶转变完成，还保留了约为30 %的液相。当温度达到固相线温度1 455 ℃，液相消失，全部转变为γ 奥氏体，并析出极少量的Mn 相，此时22MnB5 高强钢完成了固液转化，全部变为固相。在853 ℃～1 268 ℃时出现了极少量的Ti4C2S2相，当温度达到721 ℃时Mn相消失，并且γ 奥氏体在811.7 ℃温度点开始向低温铁素体转变，当温度降低到700.5 ℃时完成共析反应，生成铁素体和极少量碳化物。随温度的不断降低，碳化物相组织类型逐渐增多。22MnB5 高强钢在室温下的相组成有96.5%铁素体相和极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，其他相为0.003% MnS、0.03% AlN、0.068% M2P。

图1 22MnB5钢的平衡相图

2 22MnB5 高强钢的热处理参数模拟及分析

2.1 TTA曲线和CCT曲线模拟及分析

2.1.1 等温奥氏体化转变曲线

图2为采用JMatPro计算得到的22MnB5高强钢的TTA 曲线。由图2可知，加热速度对钢铁的临界转变温度和奥氏体均匀化温度有很大的影响，当加热速度增加时，Ac1、Ac3和奥氏体均匀化温度都会随之增加，并且在快速加热的条件下，奥氏体可以迅速地进行碳的扩散，从而使得奥氏体迅速地趋于均匀化。3 条温度曲线将奥氏体的形成过程从上到下划分为形核、长大、残留渗碳体溶解及奥氏体均匀化四个部分。

表2 为加热速率对22MnB5 高强钢奥氏体均匀化化温度和时间的影响，由表2可见，加热速率的增加有利于减少和消除氧化、脱碳的影响，同时也可以增加奥氏体的成核率，这种成核率的增加会产生更多的晶核，抑制晶粒的生长，使晶粒变得更加细小，从而使22MnB5 钢的力学性能得到提高[11]。

表2 加热速率对奥氏体均匀化温度及时间的影响

2.1.2 过冷奥氏体连续冷却曲线

图3为JMatPro计算得到的22MnB5高强钢连续冷却曲线。图3 中22MnB5 高强钢的CCT 曲线从左至右主要的冷却速度曲线分别为100、10、1、0.1、0.01 ℃/s，由图3所示，马氏体开始和终了转变温度分别为401 ℃、267.1 ℃，在367.7 ℃和290.2 ℃的温度下，马氏体的含量分别为50 %、90 %；贝氏体转变温度、珠光体转变温度和铁素体转变温度分别为429 ℃、568 ℃和423 ℃。

图3 22MnB5的CCT曲线

表3 为22MnB5 高强钢在不同冷却速度下的相组织含量，由表3 可见，以0.01 ℃/s 冷却速度降至室温后获得铁素体和珠光体组织，随冷却速度的增加，铁素体、珠光体来不及成核或形核量减少，同时导致过冷度增大，促使奥氏体向贝氏体转变；冷却速率增加至3 ℃/s 时，贝氏体含量增加到最大74.96%，马氏体组织含量为0；随着冷却速率的进一步增加，贝氏体也开始逐渐减少，当冷却速率为4 ℃/s 时，马氏体组织含量为9.42%，说明在3～4 ℃/s 的冷却速度内出现了马氏体；冷却速度大于20 ℃/s时，大量奥氏体经淬火后相变为马氏体，同时留下少量残留奥氏体和铁素体及贝氏体；当冷却速度为100 ℃/s 时，奥氏体几乎全部相转变为马氏体。

表3 不同冷却速度下合金钢的组织含量

图4 为22MnB5 高强钢在不同冷却速度时抗拉强度、屈服强度和显微硬度的变化曲线。由图4 可知，抗拉强度、屈服强度和硬度与冷却速度呈正比关系，当冷速为100 ℃/s 时，淬火后相变的马氏体含量增多，导致22MnB5 高强钢的硬度、屈服强度及抗拉强度分别增加至481.8HV0.1、1 261.95 MPa 和1 508.78 MPa，此时钢的硬度、屈服强度及抗拉强度均达到最佳状态。

图4 22MnB5钢在不同冷却速度下的强度和硬度

2.2 22MnB5高强钢的淬透性预测与淬火分析

淬透性是指钢在淬火过程中得到马氏体组织的一种热处理工艺性能，其对钢的力学性能有重要影响，其大小可用淬透层深度和硬度的分布来衡量[12]。评估淬透性常用的试验方法有断口检验法、U 形曲线法、临界直径法和末端淬火法[13]。图5 为通过JMatPro 计算的距淬火面不同距离下22MnB5 高强钢各相的相对含量、抗拉强度、屈服强度和显微硬度的变化。从图5（a）可以看出，随淬火端距离的增加铁素体缓慢增加，全部为马氏体组织的淬火面距离淬火端面的距离小于0.3 cm；随淬火距离从0.5 cm 增加至2 cm 的过程中，马氏体含量减少至0，贝氏体含量增加至最多85%；当距离大于2 cm 时，贝氏体含量缓慢下降。从图5（b）可以看出，22MnB5 钢的硬度、抗拉强度和屈服强度与到淬火端面的距离呈反比，即在淬火端面（初始距离）时22MnB5 钢的硬度、抗拉强度和屈服强度均为最大值，分别为482.11HV0.1、1 508.78 MPa和1 261.95 MPa。

图5 距淬火端不同距离时22MnB5高强钢的相组成及力学性能

图6 为22MnB5 高强钢淬火组织含量的变化， 由 图6 可 知， 以700 ℃/s 冷 却 速 度，22MnB5 钢由900 ℃冷至室温时只有马-奥组织及其含量变化。当温度为900 ℃时组织全为奥氏体，随温度降低到405 ℃时奥氏体开始逐渐消失，马氏体出现；当温度降低至温室（25 ℃）时，22MnB5 高强钢的组织全为马氏体。表4 为22MnB5 高强钢模拟水浴淬火至室温后的力学性能。对比图4 可知，模拟水浴淬火的计算结果与冷却速率为100 ℃/s 的硬度、屈服强度、抗拉强度基本一致。

图6 22MnB5淬火组织含量变化

表4 22MnB5模拟水浴淬火后的力学性能

3 试验及结果讨论

为使整块试样在淬火时获得预期的马氏体组织，选择规格为120 mm×20 mm×1.2 mm 的冷轧22MnB5 高强钢。因22MnB5 高强钢通过JMatPro计算CCT曲线和Jominy淬透性时选择奥氏体化温度为900 ℃，本研究对初始22MnB5 高强钢进行高温淬火的热处理工艺选择退火温度为900 ℃。热处理工艺为：将22MnB5 高强钢放入已加热到900 ℃的电阻炉保温箱内，保温5 min 后拿出立即进行冷水浴淬火，之后分别对冷轧和高温淬火后的22MnB5 高强钢进行金相组织观察，金相试样经打磨、抛光和4%硝酸酒精腐蚀后，采用奥林巴斯光学显微镜观察。

图7 为冷轧态和高温淬火后22MnB5 高强钢的微观组织，从图7 （a） 可以看出，冷轧22MnB5 高强钢主要由压扁态铁素体和珠光体组成，铁素体晶界为不规则的多边形，并且铁素体晶粒大小不均匀，珠光体分布在铁素体晶界上，铁素体具有较低的位错密度且晶粒较为粗大，且珠光体沿轧制方向成带状分布。这是由于在塑性变形过程中，各个晶粒的滑移面和滑移方向都要随着机械加工的方向发生改变，这样就导致多晶体中原本取向不相同的晶粒慢慢转变为一致的取向。从图7（b）可以看出，高温淬火后22MnB5高强钢的微观组织主要由马氏体组成。

图7 22MnB5高强钢的显微组织

表5 为22MnB5 高强钢冷轧态与淬火态的力学性能，由表5 数据对比发现，冷轧态22MnB5高温淬火后硬度、屈服强度和抗拉强度分别提升了127%、190%和174%，可见冷轧22MnB5钢经高温淬火后力学性能大幅提高。

表5 22MnB5高强钢的力学性能

奥氏体的形成包括形核、长大、渗碳体溶解和奥氏体均匀化，整个过程通过原子扩散来完成，加热温度和保温时间对奥氏体的形成速度有很大影响[14]。对比表2，当加热速率大于10 ℃/s时，其奥氏体均匀化温度、Ac1与Ac3均会上升，加热速率越快，奥氏体的孕育和转变完成所需时间就越少。如果加热到Ac3以上温度保温时，需要一个孕育期，奥氏体形核需要原子的扩散，而扩散需要一定时间，所以需要一段足够的时间来保温，以达到全部奥氏体化，考虑到试验中炉温为900 ℃、保温5 min，已足够保证22MnB5高强钢完成奥氏体均匀化。

22MnB5 高强钢完成奥氏体均匀化后快速冷却发生无扩散型相变生成马氏体使材料发生强化和硬化[15]。对比表3可知，以冷水浴的方式冷却，其冷却速率已经完全大于100 ℃/s，结合图7（b）可见22MnB5 高强钢水浴淬火后组织为马氏体。对比图4 和表5 可知，实际淬火后的力学性能与冷速模拟淬火后的力学性能大致相同，22MnB5高强钢经高温水浴淬火后，硬度、屈服强度和抗拉强度得到显著提升。

4 结 论

（1）通过JMatPro 计算出22MnB5 钢的液相线温度为1 510 ℃，固相线温度为1 455 ℃，奥氏体开始和结束相变的温度分别为Ac1=713.9 ℃和Ac3=812.0 ℃。

（2）通过计算TTA曲线得出，随加热速率的增加，奥氏体均匀化所需时间缩短。通过计算CCT曲线得出，马氏体开始和终了转变温度分别为401 ℃和267.1 ℃，贝氏体转变温度为548.6 ℃，珠光体转变温度为589 ℃，铁素体转变温度为793.5 ℃；当冷却速度大于20 ℃/s 时，奥氏体几乎全部转变为马氏体组织。

（3）通过计算22MnB5 高强钢的淬透性发现，距离淬火端面距离达到0.3 cm时，组织全部为马氏体，此时显微硬度、抗拉强度和屈服强度分别达到最大值（482.11HV0.1、1 508.78 MPa 和1 261.975 MPa），其计算结果与CCT 曲线中冷却速度为100 ℃/s 时22MnB5 钢的硬度、抗拉强度和屈服强度一致。

（4）试验发现22MnB5 高强钢经高温淬火获得马氏体组织，其显微硬度、抗拉强度和屈服强度分别为489HV0.1、1 644 MPa 和1 098 MPa，试验结果和模拟结果基本一致。22MnB5 高强钢高温淬火后与初始冷轧态相比，显微硬度、抗拉强度和屈服强度分别提高了127.4%、174% 和190%，力学性能显著提高。