低碳硅錳系Q＆P鋼增塑機(jī)制及組織性能

陳連生，趙 遠(yuǎn)，田亞強(qiáng)，宋進(jìn)英，魏英立，楊 棟

（河北聯(lián)合大學(xué) 河北省現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山063009）

Q＆P（Quenching and Partitioning）［1－3］鋼是一種高強(qiáng)度先進(jìn)汽車(chē)用鋼，其室溫組織主要由貧碳的板條狀馬氏體和富碳的殘余奧氏體組成，在保證較高強(qiáng)度的同時(shí)兼具良好的塑韌性。通常Q＆P鋼為了獲得較多的殘余奧氏體，碳含量要求在0.3%～0.5%［4，5］，而為了保證鋼的塑韌性和可焊性，鋼中碳含量又必須要求控制在較低水平。因此，Q＆P鋼的增塑機(jī)制問(wèn)題［6，7］逐漸成為目前研究的重點(diǎn)。近年來(lái)，國(guó)外學(xué)者［8－11］研究發(fā)現(xiàn)，在臨界區(qū)進(jìn)行退火時(shí)，錳元素向奧氏體的擴(kuò)散對(duì)提高奧氏體的穩(wěn)定性起到了一定的作用，而Lee等［12］的研究結(jié)果也表明了錳元素可以在雙相區(qū)退火時(shí)向奧氏體中短程富集，提高奧氏體的穩(wěn)定性。

因此，本工作以低碳硅錳鋼材料為研究對(duì)象，將材料加熱至雙相區(qū)后保溫，使雙相區(qū)中錳元素向奧氏體中充分?jǐn)U散，再通過(guò)淬火－配分（Q＆P）處理，最終得到馬氏體和富錳的殘余奧氏體組織，研究結(jié)果表明，該方法有效地提高了Q＆P鋼中殘余奧氏體含量，改善了Q＆P鋼的力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)用鋼采用50kg真空熔煉爐冶煉，其化學(xué)成分如表1所示，實(shí)驗(yàn)用鋼的Ac3＝844℃，Ac1＝718℃，Ms＝345℃。將冶煉后鋼錠鍛造并剪切成50mm×50mm×100mm方坯，先熱軋至3.5mm厚，再經(jīng)5道次冷軋至1.5mm厚。

表1 實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Chemical composition of experimental steel（mass fraction／%）

圖1為兩種不同的熱處理工藝流程圖。由圖1（a）可見(jiàn)，對(duì)實(shí)驗(yàn)用鋼進(jìn)行Q＆P工藝處理時(shí)，先將其加熱到奧氏體化溫度AT＝930℃并保溫120s，使之完全奧氏體化，然后采用鹽浴淬火使其快速冷卻到Ms～Mf之間的溫度QT＝220℃并保溫15s，隨后升溫到QT以上的某一溫度PT＝400℃并保溫90s進(jìn)行碳配分，最終水淬至室溫。圖1（b）為雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理工藝流程圖。先將實(shí)驗(yàn)用鋼加熱到雙相區(qū)720℃和760℃分別保溫300，600，1000，1300，1500，2000s，使鐵素體中C和Mn元素向奧氏體中充分?jǐn)U散，然后升溫至奧氏體化溫度，之后工藝與圖1（a）相同。

圖1 不同熱處理工藝流程圖 （a）Q＆P工藝；（b）雙相區(qū)保溫＋Q＆P工藝Fig.1 Different heat treatment process flow diagram （a）Q＆P process；（b）intercritical insulation＋ Q＆P process

試樣經(jīng)熱處理后由線切割按照國(guó)標(biāo)GB／T228—2002［13］切取拉伸試樣，在 WBW－600B液壓萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)；從拉伸試樣的夾持端切取樣品，經(jīng)過(guò)研磨、拋光和4%硝酸酒精浸蝕后，由 Axiovert200MAT光學(xué)顯微鏡（OM）和S－4800場(chǎng)發(fā)掃描電鏡（SEM）進(jìn)行顯微組織觀察及分析；利用 D／MAX2500PC－X射線衍射儀（XRD）分析鋼中殘余奧氏體，掃描角度為60～100°，參照國(guó)標(biāo)GB8362—87并利用直接比較法［14］對(duì)殘余奧氏體含量進(jìn)行計(jì)算，即先求出鋼中馬氏體（α）和奧氏體（γ）兩相的相關(guān)系數(shù)Cα和Cγ，之后通過(guò)公式（1）求得殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)Vγ：

式中：Iα和Iγ為馬氏體峰和奧氏體峰對(duì)應(yīng)的積分強(qiáng)度，分別選取奧氏體的（220），（200），（311）和馬氏體的（211），（220）峰組合配對(duì)，之后取平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同工藝處理后鋼的力學(xué)性能分析

表2給出了經(jīng)Q＆P工藝與雙相區(qū)保溫＋Q＆P工藝處理后鋼的力學(xué)性能。采用Q＆P工藝方法，實(shí)驗(yàn)用鋼的抗拉強(qiáng)度為1340MPa，伸長(zhǎng)率為15.5%，強(qiáng)塑積達(dá)到了20770MPa·%，雖然實(shí)驗(yàn)用鋼降低了碳含量，但通過(guò)Q＆P工藝處理后，仍然滿足Q＆P鋼的力學(xué)性能要求。采用雙相區(qū)保溫＋Q＆P工藝方法，在雙相區(qū)720℃保溫并經(jīng)Q＆P處理后，實(shí)驗(yàn)用鋼的抗拉強(qiáng)度呈先降低后升高的趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率則先升高后降低，強(qiáng)塑積在雙相區(qū)保溫1500s時(shí)達(dá)到了最大28892MPa·%；而在雙相區(qū)760℃保溫并經(jīng)Q＆P處理后，實(shí)驗(yàn)用鋼的抗拉強(qiáng)度先降低后升高，當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至2000s時(shí)，抗拉強(qiáng)度再一次降低，而伸長(zhǎng)率則呈先升高后降低的趨勢(shì)，強(qiáng)塑積在雙相區(qū)保溫1300s時(shí)達(dá)到了最大27200MPa·%?？梢?jiàn)經(jīng)雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理后鋼的綜合力學(xué)性能優(yōu)于傳統(tǒng)Q＆P鋼。

表2 Q＆P工藝與雙相區(qū)保溫＋Q＆P工藝處理后鋼的力學(xué)性能Table 2 The mechanical properties of steel after Q＆P process and intercritical insulation＋Q＆P process

2.2 不同工藝處理后鋼的顯微組織分析

圖2為Q＆P工藝處理后鋼的SEM形貌。經(jīng)Q＆P處理后鋼的微觀組織在SEM下為板條狀馬氏體和板條間彌散分布的碳化物顆粒。雖然鋼中添加了0.37%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的Si以抑制滲碳體的析出，但Si對(duì)ε－碳化物［15］析出的抑制作用較小，試樣在初始淬火保溫階段能發(fā)生自回火形成ε－碳化物，薄片狀的ε－碳化物通常出現(xiàn)在位錯(cuò)線上或馬氏體板條間的界面處。殘余奧氏體的含量及其分布通過(guò)SEM照片不能完全明確地表征出，需采用XRD等手段進(jìn)行測(cè)定和表征。

圖2 Q＆P工藝處理后鋼的SEM形貌Fig.2 SEM microstructure of the steel after Q＆P process

圖3為雙相區(qū)720℃保溫＋Q＆P處理的SEM形貌。由圖3可以看出，在經(jīng)過(guò)雙相區(qū)保溫＋Q＆P工藝處理后，試樣顯微組織中存在部分條塊狀組織，這些組織較難腐蝕，用SEM觀察沒(méi)有發(fā)現(xiàn)其析出物，由文獻(xiàn)［16］可知，這些組織為Q＆P處理時(shí)二次淬火生成的馬氏體或馬奧島，而第一次淬火生成的馬氏體由于配分時(shí)發(fā)生了回火，易被腐蝕呈現(xiàn)出有碳化物析出的板條馬氏體形貌。由圖3（a）可知，在雙相區(qū)720℃保溫300s時(shí)，此時(shí)雙相區(qū)逆轉(zhuǎn)變的奧氏體量較少，間隙性原子C存在較高的自由能，兩相區(qū)明顯的化學(xué)勢(shì)梯度使其在數(shù)秒就能完成向奧氏體的擴(kuò)散，而Mn自由能較低，在加熱溫度低和保溫時(shí)間短時(shí)，Mn難以向奧氏體中擴(kuò)散，雙相區(qū)形成的奧氏體在加熱至930℃時(shí)再次長(zhǎng)大，使其淬透性提高，因此在淬火時(shí)得到了更多的馬氏體，使鋼的抗拉強(qiáng)度高于單純Q＆P工藝下的數(shù)值，而室溫組織也主要呈現(xiàn)出一次淬火馬氏體（M1）；由圖3（b）可知，當(dāng)保溫時(shí)間增至600s時(shí)，室溫組織中能明顯發(fā)現(xiàn)二次淬火馬氏體（M2）的存在，這是由于此時(shí)鐵素體向奧氏體中擴(kuò)散的Mn元素含量較少，經(jīng)Q＆P處理時(shí)部分殘余奧氏體發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變，而二次淬火馬氏體由于Q＆P階段的二次富碳使得其強(qiáng)度較貧碳的一次淬火馬氏體（M1）要高，所以此時(shí)試樣的抗拉強(qiáng)度僅降低了60MPa，而伸長(zhǎng)率有所升高；由圖3（c）可知，當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至1000s時(shí)，室溫組織中二次淬火馬氏體的量有所減少，這是由于伴隨奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增多，鐵素體中向奧氏體擴(kuò)散的Mn元素含量相對(duì)較少，在隨后的冷卻過(guò)程中部分奧氏體再次發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變，所以抗拉強(qiáng)度有小幅降低而伸長(zhǎng)率則逐漸升高；由圖3（d）和圖3（e）可知，保溫時(shí)間增至1300s以后，二次淬火馬氏體明顯減少，當(dāng)保溫時(shí)間為1500s時(shí)，二次淬火馬氏體幾乎全部消失，這是由于隨著雙相區(qū)保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體中Mn元素含量逐漸增多，這部分富Mn富C的奧氏體在Q＆P階段第一次淬火時(shí)中能保留下來(lái)，而PT階段的二次富碳使其更穩(wěn)定以保留到室溫，為實(shí)驗(yàn)用鋼提供了良好的塑性；由圖3（f）可知，當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到2000s時(shí)，組織中的二次淬火馬氏體量再一次升高，這是由于隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，雙相區(qū)中奧氏體逐漸長(zhǎng)大，而絕大部分奧氏體中穩(wěn)定化合金元素的含量相對(duì)減少，即使經(jīng)過(guò)二次富碳過(guò)程也很難將其全部穩(wěn)定到室溫，使之在最終水淬時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因此實(shí)驗(yàn)用鋼的伸長(zhǎng)率下降而抗拉強(qiáng)度則再次升高。

圖3 雙相區(qū)720℃保溫＋Q＆P處理的SEM 形貌 （a）300s；（b）600s；（c）1000s；（d）1300s；（e）1500s；（f）2000sFig.3 SEM microstructure of the steel after intercritical 720℃insulation＋Q＆P process（a）300s；（b）600s；（c）1000s；（d）1300s；（e）1500s；（f）2000s

圖4 雙相區(qū)760℃保溫＋Q＆P處理的SEM 形貌 （a）300s；（b）600s；（c）1000s；（d）1300s；（e）1500s；（f）2000sFig.4 SEM microstructure of the steel after intercritical 760℃insulation＋Q＆P process（a）300s；（b）600s；（c）1000s；（d）1300s；（e）1500s；（f）2000s

圖4為雙相區(qū)760℃保溫＋Q＆P處理的SEM形貌。由圖4（a）可知，當(dāng)雙相區(qū)保溫時(shí)間為300s時(shí)，試樣的室溫組織主要為一次淬火馬氏體（M1）和板條間彌散的碳化物顆粒以及少量二次淬火馬氏體（M2），這是由于雙相區(qū)較高的溫度使Mn元素開(kāi)始向奧氏體中進(jìn)行擴(kuò)散，但由于保溫時(shí)間較短，使得發(fā)生擴(kuò)散的Mn元素含量較少，在最終的淬火過(guò)程中發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變；由圖4（b）可知，當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至600s時(shí)，室溫組織中的二次淬火馬氏體明顯增多，而隨著雙相區(qū)保溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，二次淬火馬氏體則逐漸減少，當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到1300s時(shí)，二次淬火馬氏體幾乎全部消失，如圖4（c）和圖4（d），這是由于隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，雙相區(qū)奧氏體中Mn元素含量逐漸增多，使其當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到1300s時(shí)，這部分富Mn富C的奧氏體經(jīng)Q＆P階段的二次富碳使其能夠穩(wěn)定至室溫，而此時(shí)實(shí)驗(yàn)用鋼的塑性達(dá)到了最大，綜合力學(xué)性能最優(yōu)；由圖4（e）和圖4（f）可知，當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至1500s時(shí)，由于奧氏體的不斷長(zhǎng)大使其穩(wěn)定化合金元素含量不足，在隨后冷卻過(guò)程中發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變，所以試樣的室溫組織中再次出現(xiàn)二次淬火馬氏體；當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到2000s時(shí)，二次淬火馬氏體量降低，這是由于已經(jīng)有明顯長(zhǎng)大的奧氏體在經(jīng)930℃保溫時(shí)的二次長(zhǎng)大不僅提高了其淬透性，還使得其合金元素含量相對(duì)減少，導(dǎo)致Q＆P處理時(shí)得到較多的一次淬火馬氏體，因此其抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率呈現(xiàn)出逐漸下降的趨勢(shì)。

綜合圖3，4，在雙相區(qū)760℃進(jìn)行保溫，保溫時(shí)間達(dá)到1300s時(shí)，室溫組織中二次淬火馬氏體幾乎消失，鋼的塑性達(dá)到最大，而對(duì)應(yīng)的保溫時(shí)間比720℃保溫時(shí)縮短了200s，原因是溫度的提高增加了Mn原子的自由能，促進(jìn)了Mn元素向奧氏體的擴(kuò)散，加速了兩相間的化學(xué)勢(shì)平衡。

2.3 不同工藝處理后鋼中室溫殘余奧氏體分析

圖5為試樣經(jīng)Q＆P處理和雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理后殘余奧氏體的X射線衍射（XRD）圖譜及其標(biāo)定。由圖5可知，經(jīng)Q＆P處理和雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理的試樣通過(guò)XRD圖譜均能明顯地觀察到在60～100°之間屬于奧氏體的兩個(gè)衍射峰：（220），（311），利用得到的衍射峰強(qiáng)度計(jì)算得出Q＆P處理的試樣殘余奧氏體含量為4.9%，經(jīng)雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理時(shí)，雙相區(qū)720℃保溫1500s再經(jīng)Q＆P處理的試樣殘余奧氏體含量達(dá)到最高值為7.3%，而此時(shí)綜合力學(xué)性能最佳。

圖5 不同工藝下鋼的X射線衍射譜Fig.5 X－ray diffraction spectra of steel in different process

圖6為經(jīng)雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理后試樣的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨雙相區(qū)保溫時(shí)間的變化趨勢(shì)。由圖6可知，隨著雙相區(qū)保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣的殘余奧氏體含量呈先增加后減少的趨勢(shì)，在雙相區(qū)720℃保溫1500s時(shí)，試樣室溫下殘余奧氏體含量達(dá)到了最大值，而在760℃進(jìn)行保溫時(shí)，則需要1300s，這說(shuō)明穩(wěn)定殘余奧氏體的合金元素需要達(dá)到一定含量才能起到良好的穩(wěn)定性作用，而在雙相區(qū)720℃保溫1500s的試樣其室溫殘余奧氏體含量高于760℃保溫1300s的結(jié)果，這說(shuō)明殘余奧氏體的穩(wěn)定性還與其雙相區(qū)體積分?jǐn)?shù)和晶粒尺寸有關(guān)，在760℃進(jìn)行保溫時(shí)，雙相區(qū)奧氏體體積分?jǐn)?shù)和晶粒尺寸都大于720℃的試樣，造成奧氏體中Mn元素相對(duì)含量減少，再經(jīng)Q＆P處理時(shí)會(huì)得到較多的一次淬火馬氏體，降低了殘余奧氏體含量；而隨著雙相區(qū)保溫時(shí)間的不斷延長(zhǎng)，奧氏體晶粒尺寸會(huì)不斷長(zhǎng)大，其穩(wěn)定化合金元素含量也會(huì)相對(duì)減少，使得在隨后的淬火過(guò)程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，使室溫殘余奧氏體含量降低；由圖3，4可知，較長(zhǎng)的配分時(shí)間不僅沒(méi)有提高殘余奧氏體的碳含量，反而會(huì)析出了較多的滲碳體，滲碳體的析出消耗了大量的碳，影響了碳從馬氏體向奧氏體的配分效果，使殘余奧氏體的穩(wěn)定性降低，這也是室溫殘余奧氏體含量下降的另一個(gè)重要原因。

圖6 殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)變化曲線Fig.6 The curves of residual austenite volume fraction

3 結(jié)論

（1）實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理后抗拉強(qiáng)度為1240～1480MPa，伸長(zhǎng)率12.9%～23.3%，強(qiáng)塑積最高達(dá)28892MPa·%，綜合力學(xué)性能優(yōu)于傳統(tǒng)Q＆P鋼。

（2）雙相區(qū)保溫時(shí)間較短或保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，再經(jīng)Q＆P處理后顯微組織中均能明顯發(fā)現(xiàn)二次淬火馬氏體的存在，降低了鋼的塑性，當(dāng)雙相區(qū)720℃保溫1500s和760℃保溫1300s時(shí)，室溫組織中二次淬火馬氏體含量幾乎全部消失。

（3）實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)Q＆P工藝處理后室溫殘余奧氏體含量為4.9%，而經(jīng)雙相區(qū)保溫＋Q＆P處理時(shí)，隨著雙相區(qū)保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，室溫殘余奧氏體含量呈先增加后減少的趨勢(shì)，在雙相區(qū)720℃保溫1500s再經(jīng)Q＆P處理后殘余奧氏體含量達(dá)到最大值7.3%，此時(shí)伸長(zhǎng)率達(dá)到最大，強(qiáng)塑積最高，綜合力學(xué)性能最佳。

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