摘 要：本文新设计了一种添加B元素而采用Cr-Mn合金化的汽车用热成形用钢。研究了不同的热处理工艺对一种新设计的热成形Cr-Mn钢组织性能的影响。结果表明，奥氏体化温度达到1100℃时，晶粒异常长大，力学性能也发生了恶化；通过在两相区淬火，引入部分铁素体塑性相，能够在强度降低不多的情况下，显著的提高热成形钢的塑韧性，改善钢的综合力学性能；通过控制热成形Cr-Mn钢的冷却速度，引入部分贝氏体进行塑性增强，也能显著的改善钢的综合力学性能，据此可以开发不同级别的系列热成形钢。进行热成形实验冲压U形件，所得的组织也为完全的马氏体组织，显微硬度也达到了480HV以上，由此可以看出新设计的Cr-Mn钢对热成形工艺具有很好的适用性. 关键词：热成形；组织；热处理；性能
节能、环保、安全是当今汽车工业发展面临三大挑战。如何降低汽车耗能，除了小排量、发展新能源汽车等措施之外，有效减轻车重，实施汽车轻量化也是节约能源的重要举措之一[1]。同时, 轻量化还将在一定程度上带来车辆操控稳定性和一定意义上碰撞安全性的提升[2]。汽车轻量化的实现除了优化车身设计外，最主要的还在于高强度和轻质材料的应用上。目前，汽车用材料采取的是多材料战略，即合适的材料用在合适的部位，但总的趋势是钢仍为主导材料，轻质材料得到了快速发展[3]。相关研究表明若能使钢的抗拉强度提高到1500MPa以上，这相对于传统的汽车用钢，汽车将实现减重30%以上，因此越来越多的国家和机构正在开发超高强度钢[4、5]。
但是随着汽车用钢的强度越来越高，尤其是超高强度钢板的使用，这给汽车零部件的生产带来了越来越大的挑战。因为一般强度越高，塑性就越差，变形就不易，零件的冲压就越困难，外强度越高，对模具的损害也越严重，生产的成本也会大大提高[6]。最早由瑞典开发了热成形工艺很好的解决了超高强度零件生产的问题，即在奥氏体化下完成零件的冲压成形，因此热成形工艺也得到了越来越多的应用[7]。
而选择热成形用钢，首先要求是淬透性好，能在模具中淬成马氏体，淬成马氏体后能有超高的强度；其次在冲压前加热奥氏体化轻度不能太高，要易于变形[8]。
目前市场上主要的是利用B增加淬透性的热成形硼钢，如22MnB5、27MnCrB5[7、9]，但是都有专利保护。为了能拥有自主知识产权的热成形用钢，马鞍山钢铁股份有限公司和安徽工业大学联合开发了热成形Cr钢，结果表明所开发的热成形钢强度和淬透性完全满足了热成形工艺的要求，为了进一步探究其组织和性能，本文将其进行了不同的热处理。
1.1实验材料
本实验选择的材料是马钢技术中心试制的22Mn2Cr1，主要利用Cr和Mn的合金化的代替B提高钢的淬透性的作用，另外Cr和Mn也能起到很好的固溶强化作用，具体成分见表1，将所冶炼的钢进行锻造及热轧后，得到4mm厚的钢板。钢板的热力学参数有Ac1为720℃，Ac3为830℃，Ms为389℃，临界冷却速度为20℃/s。
表1. 试验钢的化学成分（质量分数，%）
1.2实验方法
按照GB/T228-2002(常温)的规定将材料加工成厚度为2mm，宽度为10mm，标距为40mm的标准拉伸试样，作为实验对象。根据实验材料的热力学参数可知奥氏体化温度大于834℃即可，但考虑到热成形的过程中从加热炉转移到冲压模具冲压需要一定的时间，会发生一定的温降，为了保证能在奥氏体化完成冲压，所以加热温度要远远超过奥氏体化温度。为了探究加热温度对热成形钢组织性能的影响，选择加热温度为950℃、1000℃、1050℃以及1100℃，保温10min后进行油淬，将试样在常温下进行拉伸实验，再从拉伸试样上截取小块，进行元奥氏体观察，采用饱和苦味酸溶液（蒸馏水）加几滴海鸥牌洗发膏，在80℃的水浴下煮4min后吹干，最后在OLYMPUS-BX51金相显微镜下观察奥氏体晶粒，并计算出平均有效晶粒尺寸。
热成形Cr钢完全淬成马氏体后强度已经远远超过了一般超高强度钢的标准，但是塑性却不是很高，断后伸长率基本在10%左右，为了改善热成形钢的塑性，提高钢的综合力学性能，考虑引入部分塑性相，如铁素体和贝氏体组织，在强度损失不多的情况下，大大提高钢的塑性，这对热成形钢吸收冲击功具有重要的意义。据此选择将实验材料加热到不同的双相区温度720℃、750℃、780℃、810℃、840℃、890℃进行淬火，以得到不同含量的铁素体组织，再将试样进行拉伸实验以及观察金相组织，得到最佳的双相区淬火工艺。
将实验材料的拉伸试样加热到980℃，保温15min分钟后，以不同的冷却方式冷却，拿出分别进行空冷、风冷和油淬，为防止夹着的钳子影响传热，用细铁丝悬挂着试样进行冷却。冷却过程并采用计算机高速采集装置记录，得到平均冷却速度。最后检验其力学性能和观察金相组织，得到最佳的热成形Cr钢的力学性能和组织，为满足不同的客户需求，开发系列热成形用钢提供依据。
最后为了验证本项目研究开发的新型热成形用钢是否满足热成形用钢的要求，热成形实验采用设计的Cr-Mn热成形钢作为研究对象进行了热成形实验。实验所采用的热成形工艺参数如下：加热温度980℃，保温时间12分钟，转移时间4秒，进给距离35mm，冲模下行速度70mm/s，保压压力20MPa，保压时间35秒，通水水压0.8MPa，流速大于0.7m/s，通水时间，30秒。
2.1奥氏体化温度对组织与性能的影响
奥氏体化温度对力学性能的影响结果如表2所示，加热温度从950℃增加到1050℃，钢的力学性能没有明显的差别，抗拉强度虽有所降低，但是仍然在1550MPa以上，断后伸长率也均在10%左右。但是当加热温度增加到1100?C时，强度显著降低，抗拉强度仅为1100MPa，均匀延伸率也仅709%，由此可以看出加热温度较高达到1100℃是热成形Cr钢的力学性能发生了恶化。
表2. 在不同奥氏体化温度下的力学性能
不同加热温度下原奥氏体的形貌如图1所示，950℃下奥氏体晶粒有较多的细小的等轴晶，随着加热温度的升高，等轴晶慢慢长大，小的等轴晶逐渐消失，形成了越来越多大的等轴晶粒，在1100℃是基本上都是大的等轴晶粒。测量所得奥氏体的平均晶粒大小如图2所示，在950℃到1050℃情况下，奥氏体晶粒发生了缓慢的长大，但是长大幅度并不大，当温度达到1100℃是奥氏体晶粒发生了急剧长大，远远超过之前晶粒长大的程度，也正是因为如此才会导致材料的力学性能发生了恶化，强度和塑性都发生了大幅度的下降。
图1 不同加热温度下奥氏体形貌
（a）950 °C；(b) 1000 °C；(c) 1050 °C；(d) 1100 °C
图2 不同加热温度下奥氏体晶粒尺寸
随着温度的升高，合金化合物急剧溶解，奥氏体晶粒发生急剧长大有关，可以从奥氏体晶粒长大模型上解释。
根据文献[10、11 ]，等温奥氏体晶粒长大的动力学公式可以表达为：
式中，D0为恒定温度下初始晶粒尺寸，单位um；Dt为t时刻的晶粒尺寸，um；Q为晶界迁移激活能，单位J·mol-1；n和A均为常数。
研究表明随着温度的升高Q会越来越小，并高到某一温度时，Q会降到很小的值，这是由于微合金碳化物的溶解动力学与奥氏体晶粒迁移动力学交互作用的结果。在950 ℃时，微合金碳化物的溶解动力学小于奥氏体晶粒长大动力学，微合金碳化物在该温度下未溶解，因此奥氏体晶界迁移受到微合金碳化物的钉扎，晶界迁移激活能较大；在1100 ℃时，奥氏体晶粒长大动力学远大于微合金碳化物的溶解动力学，在该温度下微合金碳化物迅速溶解，晶界迁移阻力减小，晶界迁移激活能较小；从而得到的D值很大，从而发生晶粒的急剧长大，导致材料的性能发生剧变。
因此可以看出在设计实际热成形工艺时，加热温度不应超过1050℃。
2.2 双相区淬火组织与性能
双相区淬火后的组织如图3所示：在720℃淬火，由于加热温度太低，并没有发生奥氏体化，淬火后的组织就是原始的热轧态组织，为铁素体、贝氏体和少量的马氏体；随着加热温度的升高，奥氏体程度也越来越高，随后形成的组织基本上由铁素体和马氏体组成，加热温度的不同各自所占百分比也不相同。为此进行定量金相分析，先用Adobe Photoshop软件对不同的组织进行着色处理，然后将处理后的图片用Image Tool软件各自颜色所占百分比进行读取，实验结果如表3所示。从结果可以看出随着加热温度的升高铁素体逐渐减少，马氏体所所占比例越来越高，当加热温度达到840℃时已经完全是马氏体组织。
图3. 不同加热温度淬火后的组织
(a)720℃；(b) 750℃；(c)780℃；(d) 810℃；(e) 840℃；(f) 890℃；
表3. 不同加热温度下相组成（%）
双相区淬火后的力学性能如表4和图4所列，随着加热温度的升高，铁素体含量的减少和马氏体含量的增加，强度从720℃到780℃迅速升高，到780℃以后强度缓慢上升，基本上稳定在1600MPa以上，到840℃时达到最高值，之后又略有降低。伸长率随着加热温度的升高而逐渐降低，当组织为完全的马氏体组织时，伸长率基本稳定在百分之十。而强塑积则表现为先升高后降低的趋势，在780℃淬火时达到最大值21.2 GPa·%，随着加热温度的进一步升高，强塑积又在减小。另外可以看出在780℃和810℃之间，强度均在1600MPa以上，伸长率均在12%以上，强塑积也是最高的均在20 GPa以上，在这个范围内具有良好的强度和塑性的配合，综合力学性能是最佳。
表4. 热成形Cr钢不同加热温度下力学性能
Table4. Mechanical properties under different heatingtemperature of 22Mn2Cr1
图4. 不同加热温度下力学性能对比
可以看出在双相区淬火，引入部分铁素体后，强度虽有部分降低，但塑性得到了明显的提高，强塑积新增后减，在780℃到810℃是一个比较理想的温度区间，结合之前的金相分析，在此区间内铁素体含量在10%左右，马氏体在90%左右，这样的组织组成既保证了强度的要求，也大大改善了钢的塑性。由此可以得到思路在强度损失不多的情况下，在双相区不同温度区间加热后淬火，通过引入部分铁素体，开发出塑性较好的系列热成形用钢。
2.3 不同冷却速度下的组织与性能
计算机高速采集装置，记录试样在不同冷却方式下冷却曲线如图4所示，据此计算出在800-300℃之间的平均冷却速度。空冷冷速约为5 .7℃/s，风冷约为15 ℃/s，油冷约为30℃/s，可以看出空冷和风冷均小于临界冷却速度，而油冷的冷却速度大于冷却速度。
图5. 试样在不同冷却条件下温度—时间曲线
不同冷却条件下的金相图片如图5所示，由金相组织可以看出在空冷情况下，除了有马氏体外，还有比较多的羽毛状的贝氏体组织；而风冷条件下基本上都是马氏体组织，仅有少量的贝氏体，在油淬下条件下就已经是完全的马氏体组织了，因此可以看出降低冷却速度，是可以在微观结构中引入部分贝氏体组织的。
图6. 在不同冷却速度下的组织：(a)5.7℃/s；(b) 15℃/s；(c) 30℃/s；
所得的力学实验数据如表5所示，从力学性能上看，油淬的抗拉强度最高，达到了1645MPa，但是伸长率最低仅8.4%，强塑积为19.2GPa·%；而空冷的塑性最好，伸长率有14.2%，但是抗拉强度仅有1355MPa；风冷的抗拉强度虽不如油淬的高，但是也在1500MPa以上，达到了现在市场上的硼热成形钢的强度，并且其伸长率也比油淬的高很多，有13.2%，强塑积也有21.2 GPa·%，在三者中是最高的，可以看出风冷的综合力学性能是最佳的。
由此可以看出引入部分贝氏体之后，虽然强度略有降低，但是塑性却发生了大大提高，在此条件下强度与塑性都处在一个比较优良的范围，具有良好的强度和塑性的配合，强塑积也得到最大值，综合力学性能也是最好的。因此引入贝氏体进行塑性增强是可行的，可以根据热成形钢强度级别的要求，调控热成形Cr钢的冷却速度，使其在15℃/s左右的速度冷却，引入不同含量的贝氏体组织，得到不同的强度与塑性的配合，同样可以作为系列热成形用钢的开发一种方法。
表5. 22Mn2Cr1在不同冷却速度下的力学性能
Table5. Mechanical properties under different cooling rate of22Mn2Cr1
2.4 热成形实验
热成形的设备和得到的U形件如图7所示。对于热成形部件而言，除了得到要求的形状和力学性能之外，微观组织和力学性能的均匀性也是十分重要的指标。因此在本项目中从底部和侧边分别截取了试样进行微观组织观察和硬度测量（由于试样尺寸的限制，难以截取拉伸试样）。
热成形U件底部和侧边的微观组织如图8所示。从图中可见，底部和侧边在热成形过程中都淬成了完全的马氏体组织，而且从微观结构上看不出明显的差异，说明在所研究开发的热成形钢在热成形过程中底部和侧边的组织均匀性比较好。在侧面和底部所得硬度分别是483 HV和485 HV。与前述的热处理试样对比，其硬度高于热处理试样的481HV。根据国标黑色金属硬度与强度换算(GB/T1172-1999)，其对应抗拉强度在1600MPa以上。所设计的新型热成形用钢及相应工艺满足了热成形部件的要求。
图7. 热成形设备以及热成形所得U形部件
图8. 热成形件的显微组织
（1）热成形Cr钢奥氏体化温度不宜超过950℃，超过此温度其奥氏体晶粒将会剧烈长大，力学性能将发生恶化。
（2）通过加热到双相区不同温度淬火，引入不同含量的铁素体，可以得到综合性能比较好的热成形Cr钢。实验结果表明加热温度在780℃到810℃之间，引入10%左右的铁素体，是比较合适的。
（3）也可以通过控制热成形Cr钢的冷却速度，来调整微观组织结构从而调整钢的强度等级。结果表明：使其在15℃/s左右的速度冷却，引入部分贝氏体组织，可以得到强度与塑性的良好配合，获得综合性能比较优异的热成形Cr钢。
（4）热成形实验结果表明新设计的热成形用钢热成形后能够得到完全的马氏体组织，对应的力学性能也能在1600MPa以上，所设计的新型热成形用钢满足了热成形工艺的要求。
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