Q＆P熱處理工藝對含Cu TRIP鋼組織和性能的影響

梁孟甜，申勇峰，薛文穎，盧興超

（1.材料各向異性與織構教育部重點實驗室（東北大學），沈陽110819；2.軋制技術與連軋自動化國家重點實驗室（東北大學），沈陽110819）

Q＆P熱處理工藝對含Cu TRIP鋼組織和性能的影響

梁孟甜1，申勇峰1，薛文穎2，盧興超1

（1.材料各向異性與織構教育部重點實驗室（東北大學），沈陽110819；2.軋制技術與連軋自動化國家重點實驗室（東北大學），沈陽110819）

隨著能源的短缺和環(huán)境污染的日益嚴重，汽車輕量化需求日益迫切，如何通過工藝及成分設計革新、獲得兼具高強度和高塑性的鋼板尤為重要.嘗試將Cu作為合金元素加入TRIP鋼中，采用淬火配分（Q＆P）工藝對含Cu TRIP鋼進行一步法和兩步法熱處理，通過拉伸試驗、X射線衍射分析、掃描電鏡、透射電鏡等實驗手段，對熱處理后的組織及性能進行測試和觀察，探究了不同熱處理工藝對組織和性能的影響.研究結果表明：一步法處理后的顯微組織為鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體，兩步法處理后不僅包含上述3種組織，還含有貝氏體.一步法處理后，抗拉強度達2 200 MPa，拉伸延展率為15%，強塑積為33 GPa·%；兩步法處理后綜合力學性能優(yōu)于一步法，在 400℃等溫5 min后，抗拉強度為1 300 MPa，拉伸延展率為43%，強塑積超過55 GPa·%.實驗鋼良好的綜合力學性能得益于鐵素體、馬氏體/貝氏體和殘余奧氏體的合理配比，變形過程中殘余奧氏體的相變誘導塑性效應，以及馬氏體位錯與Cu粒子的交互作用.

TRIP鋼；Q＆P工藝；強塑積；殘余奧氏體；富Cu粒子

隨著汽車工業(yè)的快速發(fā)展，全球汽車生產(chǎn)量和保有量飛速增長，能源消耗、環(huán)境污染兩大問題日益凸顯，節(jié)能減排、低碳環(huán)保已成為發(fā)展汽車工業(yè)的核心問題［1－3］.SPEER教授等［4］于2003年提出一種新型熱處理工藝，即淬火－配分（Quenching and Partitioning，Q＆P）工藝，該工藝可使鋼同時獲得高強度和高塑性，被廣泛應用于汽車工業(yè).其中，淬火后仍在馬氏體相變區(qū)間一定溫度停留，即QT＝PT（QT和PT分別表示淬火溫度和配分溫度），稱為一步熱處理；淬火后在Ms以上一定溫度停留，即QT≠PT（通常PT＞QT），稱為兩步熱處理［5］.國內(nèi)外學者對Q＆P工藝進行了深入研究，探究了其工藝參數(shù)如退火溫度、退火時間、配分溫度、配分時間等對組織和性能的影響，取得了一系列新成果［6－9］.然而，盡管研究人員在工藝參數(shù)和成分設計上做了諸多嘗試，但對于如何在相變誘導塑性（TRIP）鋼中最大限度地獲得殘余奧氏體，以及控制組織中各相比例，提高綜合力學性能還沒有很好地解決辦法［10］.受低C含Cu高強度低合金鋼［11－13］的啟發(fā)，本文嘗試將Cu作為TRIP鋼的添加元素，通過析出納米級富Cu相來提高鋼的綜合力學性能，討論Q＆P工藝一步法與兩步法熱處理對實驗鋼組織和性能的影響.

1 實 驗

實驗鋼的化學成分如表1所示.將原料按表1的配比放入真空感應爐中熔煉，合金澆注成方錠，在1 200℃下保溫2 h，隨后經(jīng)Φ450 mm軋機分8道次熱軋至7 mm（每道次約6 s，間隔2 s），終軋溫度降至1 030℃.將熱軋板酸洗后放入750℃中溫爐中保溫30 min，然后經(jīng)8道次溫軋至1.5 mm.實驗熱處理工藝參數(shù)分別為：A：820℃/3 min＋180℃/5 min；B：820℃/3 min＋180℃/10 s＋380℃/5 min；C：820℃/3 min＋180℃/10 s＋400℃/5 min；D：820℃/3 min＋180℃/10 s＋420℃/5 min，熱處理過程在氯化鹽浴爐和硝酸鹽浴爐中完成.

將上述熱處理后的樣品切割成小塊，打磨、拋光后，用4%的硝酸酒精溶液腐蝕處理.在AG－X plus電子萬能拉伸機上進行室溫單向拉伸實驗，拉伸試樣尺寸為：總長度97.6 mm，寬度13 mm，標距15 mm；采用JSM－6510A掃描電子顯微鏡（SEM）進行組織觀察；在FEI Tecnai G2F20S－TWIN型場發(fā)射透射電鏡（TEM）下對顯微組織進行觀察，樣品制備方法為：先機械減薄至50 μm，而后在無水乙醇和高氯酸腐蝕液中電解雙噴減??；在Smartlab X射線衍射儀（XRD）上測定殘余奧氏體體積分數(shù)，實驗參數(shù)為：Cu靶，管電壓40 kV，管電流200 mA，掃描速度2°/min，掃描角度40°～100°.

利用X射線衍射分析軟件進行尋峰處理，選取BCC結構的（200）、（211）衍射峰和FCC結構的（200）、（220）、（311）衍射峰測定積分強度.殘余奧氏體體積分數(shù)計算公式為［14］

式中：Vγ為殘余奧氏體體積分數(shù)；Iγ為奧氏體（200）、（220）、（311）晶面衍射峰的平均積分強度；Iα為鐵素體（200）、（211）晶面衍射峰的平均積分強度.

殘余奧氏體含碳量按照下式進行計算［15］：

式中：ω（C）γ為殘余奧氏體中碳的質量分數(shù)；αγ為殘余奧氏體的晶格常數(shù).

表1 實驗鋼的化學成分（質量分數(shù)/%）Table 1 Chemical compositions（wt%）of the investigated steel

2 結果與討論

2.1 組織表征

不同熱處理工藝處理后樣品的顯微組織如圖1所示.從圖1可以看出，不同熱處理工藝下得到的組織明顯不同.工藝A（圖1（a））采用Q＆P工藝一步法熱處理，其組織為鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體，其中鐵素體呈深灰色凹陷多邊形狀，馬氏體呈鏈狀淺灰色凸起，尺寸多在4 μm以上，部分島狀組織內(nèi)部可以看到層狀結構.由于工藝A配分溫度僅為180℃，有益于奧氏體轉變?yōu)轳R氏體，貝氏體很難形成.工藝B（圖1（b））采用Q＆P工藝兩步法處理，配分溫度為380℃，其顯微組織為：鐵素體（深色背底）、淺灰色塊狀馬氏體、細小片層狀貝氏體和粒狀或條狀殘余奧氏體，其中，馬氏體和貝氏體晶粒大小均勻，尺寸在2 μm左右.可見，工藝B得到的組織更細小，貝氏體和殘余奧氏體量更多，這是由于在380℃配分時，淬火形成的大塊馬氏體溶解，尺寸減小，且380℃處于貝氏體區(qū)，5 min等溫使得貝氏體轉變，需要孕育期的條件得以滿足，貝氏體容易形成，貝氏體量增加.同時，馬氏體中的碳逐漸向奧氏體中擴散，富碳的奧氏體在冷卻時以殘余奧氏體形式保留下來.實驗鋼經(jīng)熱處理后組織均較為細小，這一定程度上受軋制工藝影響，實驗鋼選用熱軋＋溫軋的方式進行，溫軋不僅可避免隨著厚度減小宏觀裂紋的出現(xiàn)外，還可有效累積塑性變形能，有利于得到均勻且細化的顯微組織.Cu元素對組織的形成也有一定影響，經(jīng)研究表明［16］，兩相區(qū)保溫時，Cu可降低再結晶驅動力，阻礙鐵素體形核長大；并且在貝氏體區(qū)等溫時，Cu能阻止碳化物形成，促進貝氏體形核長大.

工藝C（圖1（c））和工藝D（圖1（d））的配分溫度分別為400和420℃，其顯微組織為鐵素體、貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體.比較可以發(fā)現(xiàn)，工藝B處理后的樣品中馬氏體/貝氏體含量最多，工藝C最少，各相體積分數(shù)如表2所示.由表2可知，不同熱處理工藝對實驗鋼的顯微組織有很大影響.采用工藝A所得鐵素體含量僅為27%，但貝氏體/馬氏體含量高達67%.同時，隨著配分溫度的升高，鐵素體量增加，當配分溫度為420℃時，鐵素體含量可高達61%；貝氏體/馬氏體體含量在配分溫度為380℃時達到峰值26%.

圖1 不同熱處理工藝下的掃描電鏡組織Fig.1 SEM micrographs under different processes：（a）820℃/3 min＋180℃/5 min；（b）820℃/3 min＋180℃/10 s＋380℃/5 min；（c）820℃/3 min＋180℃/10 s＋400℃/5 min；（d）820℃/3 min＋180℃/10 s＋420℃/5 min

表2 不同工藝下的相體積分數(shù)（%）Table 2 Volume fraction of phases under different processes（%）

圖2為不同熱處理工藝處理后樣品的XRD衍射譜，其中C′為工藝C處理后的樣品進行拉伸變形后得到的實驗結果.計算表明，經(jīng)過工藝A處理后的樣品中，殘余奧氏體含量為6%，殘余奧氏體碳含量為1.1%；而經(jīng)過工藝C處理后，樣品顯微組織中殘余奧氏體含量達到峰值22%，殘余奧氏體碳含量為1.9%，如表3所示.經(jīng)工藝C處理后的樣品拉伸變形后，殘余奧氏體量急劇減少，在衍射譜中奧氏體衍射峰強度很弱，經(jīng)計算得殘余奧氏體含量約為3%.

各工藝處理后樣品中的奧氏體含量差異是因為在180℃配分時，C擴散驅動力減小，導致奧氏體中的含C量減低，兩相區(qū)保溫得到的奧氏體不穩(wěn)定，在冷卻過程中轉變?yōu)轳R氏體，使最后穩(wěn)定至室溫的殘余奧氏體量減少；而在400℃配分時，貝氏體相變驅動力與碳原子擴散驅動力增大，形成的奧氏體量多，穩(wěn)定性較大，冷卻至室溫后殘余奧氏體量最多［17］.通常，TRIP鋼中殘余奧氏體含量為5%～15%［18］，而實驗鋼中殘余奧氏體含量為6%～22%，最高達到22%，超出一般TRIP鋼，一方面得益于熱處理參數(shù)的選擇與控制，另一方面得益于實驗鋼中Cu元素的作用.Cu是強奧氏體形成元素，有利于殘余奧氏體的形成，從而提高室溫下殘余奧氏體含量.

對不同工藝下的樣品進行微觀結構觀察，圖3為通過透射電鏡觀察經(jīng)工藝A處理得到的樣品微觀結構，可以看到，該樣品的微觀組織主要為鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體，其中塊狀殘余奧氏體尺寸較大，約150～400 nm，粒狀殘余奧氏體尺寸較小，約50～100 nm，組織中還存在片層狀殘余奧氏體.部分殘余奧氏體與馬氏體組成馬氏體－奧氏體島（圖3（a））.同時，在微觀組織中發(fā)現(xiàn)棒狀富Cu粒子，其長軸約40 nm，均勻分布在鐵素體基體中（圖3（b））.

圖2 不同工藝下的XRD衍射譜圖Fig.2 XRD patterns under different processes

表3 不同工藝下殘余奧氏體含量（%）和碳含量（%）Table 3 Volume fraction and C content of retained austenite under different processes（%）

圖3 透射電鏡觀察結果Fig.3 Microstructures obtained from TEM observation

2.2 力學性能

表4為不同工藝下的工程應力應變數(shù)據(jù).從表4可以看出，不同熱處理工藝對實驗鋼的力學性能影響顯著，隨著配分溫度升高，抗拉強度降低，屈服強度升高，拉伸延展率升高.其中，經(jīng)工藝A處理后實驗鋼的抗拉強度最高，達到2 201 MPa，但拉伸延展率僅 15%，強塑積為33 GPa·%；經(jīng)工藝C處理后實驗鋼的拉伸延展率達到43%，抗拉強度為1 300 MPa，綜合力學性能最佳，強塑積達55.9 GPa·%.研究表明［17－18］，鋼的強度主要取決于顯微組織中硬相的相對含量，馬氏體和貝氏體的體積分數(shù)以及殘余奧氏體形變誘發(fā)馬氏體的轉變量越多，鋼的強度越高；鋼的塑性主要取決于顯微組織中鐵素體和殘余奧氏體的相變誘發(fā)塑性，鐵素體和殘余奧氏體的相對含量較高時均有利于塑性提高.因此，樣品中的各相相對含量對TRIP鋼的力學性能有極大影響.

表4 不同工藝下的力學性能比較Table 4 Comparison of mechanical properties of the speci?mens treated by different processes

綜合表2、3、4可知，經(jīng)工藝A處理后實驗鋼的抗拉強度高于工藝C，拉伸延展率則較低，這是由于經(jīng)工藝A處理后的樣品中，作為硬相的貝氏體/馬氏體含量為67%，高于經(jīng)工藝C處理后樣品中貝氏體/馬氏體的含量19%，而作為軟相的鐵素體含量則相反，經(jīng)工藝A處理后的樣品中鐵素體含量較工藝C低.另一方面，經(jīng)工藝C處理后的樣品中殘余奧氏體含量高（22%），且殘余奧氏體碳含量高達1.9%，這表明經(jīng)工藝C處理后，殘余奧氏體穩(wěn)定性高，在外部載荷的作用下，TRIP效應穩(wěn)定且持續(xù).結合圖2可知，經(jīng)工藝C處理后的樣品拉伸變形后殘余奧氏體量僅為3%.計算表明約91%的殘余奧氏體發(fā)生了轉變，殘余奧氏體轉變成高強度馬氏體，同時伴隨體積膨脹，抑制了塑性變形的不穩(wěn)定性，增加了均勻延伸的范圍，強度和塑性同時提高，強塑積大大提高.而經(jīng)工藝A處理后的樣品中，殘余奧氏體含量低且穩(wěn)定性差，在變形初期就發(fā)生了馬氏體轉變，不利于后續(xù)變形的進行［19］.Cu元素對力學性能有一定影響，研究發(fā)現(xiàn)［10，16］，Cu對鐵素體基體有一定的固溶強化作用，并可細化鐵素體晶粒，促進貝氏體形成，從而提高實驗鋼的抗拉強度.同時，Q＆P工藝處理后的實驗鋼中馬氏體具有較高密度的位錯，塑性變形時，這些位錯與富Cu粒子的交互作用將在一定程度上提高實驗鋼的強度.

3 結 論

1）含Cu TRIP鋼經(jīng)Q＆P一步法工藝熱處理后，在180℃等溫5 min后顯微組織主要為鐵素體，馬氏體和殘余奧氏體，抗拉強度為2 201 MPa，拉伸延展率為15%，強塑積為33 GPa·%.

2）含Cu TRIP鋼經(jīng)Q＆P兩步法工藝熱處理后，顯微組織主要為鐵素體，馬氏體，貝氏體和殘余奧氏體.隨著配分溫度的升高，抗拉強度降低，屈服強度升高，拉伸延展率升高.兩步法處理后，實驗鋼的綜合力學性能優(yōu)于一步法，在400℃等溫 5 min后，抗拉強度和拉伸延展率分別為1 300 MPa和43%，強塑積超過55 GPa·%.

3）實驗鋼經(jīng)Q＆P工藝處理后具有良好的綜合力學性能，得益于鐵素體、馬氏體/貝氏體和殘余奧氏體的合理配比，變形過程中殘余奧氏體的相變誘導塑性效應，以及馬氏體位錯與富Cu粒子的交互作用.

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（編輯 呂雪梅）

Influence of quenching and partitioning on microstructure and mechanical properties of a Cu－TRIP steel

LIANG Mengtian1，SHEN Yongfeng1，XUE Wenying2，LU Xingchao1
（1.Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials（Northeastern University），Ministry of Education，Shenyang 110819，China；2.State Key Laboratory of Rolling and Automation（Northeastern University），Shenyang 110819，China）

A Cu－TRIP steel was heat?treated by quenching and partitioning（Q＆P）processes including one?step（QT＝PT，Quenching Temperature，Partitioning Temperature）and two?step（QT≠PT）.Microstructures and properties differences were investigated by means of tensile tests，X?Ray diffraction（XRD），scanning electron microscopy（SEM），and transmission electron microscopy（TEM）.Results show that microstructure after one?step consists of martensite，ferrite，and retained austenite while that after two?step contains bainite except for the aforementioned three microstructures.Tensile strength and elongation are 2 200 MPa and 15% respectively after one?step，accompanied with a product of strength and elongation of 33 GPa·%.As far as two?step is concerned，a combination of tensile strength of 1 300 MPa and elongation of 43%is obtained at partitioning temperature of 400℃ with the highest product of strength and elongation of～55 GPa·%which is prior to one?step.The eminent mechanical properties benefit from relative contents of phases，TRIP effect，and interaction between Cu precipitates and dislocation in martensite.

TRIP steel；Q＆P process；product of strength and elongation；retained austenite；Cu precipitates

TG14

A

1005－0299（2017）01－0050－06

10.11951/j.issn.1005－0299.20160206

2016－06－28.< class="emphasis_bold">網(wǎng)絡出版時間：

時間：2017－01－03.

國家自然科學基金面上項目（51574079）；國家重點研發(fā)計劃項目（2016YFB0300601）；國家自然科學基金委員會與中國工程物理研究院聯(lián)合基金資助項目（U1430132）.

梁孟甜（1992—），女，碩士研究生；申勇峰（1968—），男，教授，博士生導師.

申勇峰，E?mail：shenyf＠smm.neu.edu.cn.