Q&PB工藝對鋼的組織演變及顯微硬度的影響

盧茜倩 谷海容 崔 磊 肖洋洋 冷德平

0 引言

2003年，美國的Speer等[1]率先提出了淬火配分工藝（Quenching and Partitioning，Q&P），該工藝主要是通過制定合理的碳配分，從而使其室溫組織獲得一定量穩(wěn)定的殘余奧氏體和馬氏體[2-3]，顯示了較高的強(qiáng)度和良好的塑性及韌性[4-6]。

Q&P[8]工藝主要包括奧氏體化、淬火到Ms-Mf溫度、配分階段和最終淬火到室溫4個(gè)步驟，配分溫度不高于Ms點(diǎn)可以避免貝氏體組織的形成，在配分階段，碳元素從過飽和的馬氏體擴(kuò)散到貧碳的奧氏體組織，奧氏體富碳從而在最終的淬火過程中保留下來。

Q&PB（Quenching and Partitioning in bainite zone）[7-9]工藝采用較高的淬火溫度，在配分開始前得到較高體積分?jǐn)?shù)的奧氏體組織，配分溫度高于Ms溫度，高溫配分加快碳元素的擴(kuò)散和均勻化過程，鋼中Si元素抑制碳化物的析出，促使貝氏體區(qū)配分階段得到無碳貝氏體組織。無碳貝氏體會(huì)向周圍的奧氏體排碳，為奧氏體富碳提供新的碳元素來源，同時(shí)縮短碳擴(kuò)散到奧氏體的距離，最終得到無碳貝氏體+馬氏體+殘余奧氏體的三相組織。

Q&PB熱處理工藝與Q&P工藝的最大差異在于在高于Ms溫度的貝氏體區(qū)域配分，通過得到無碳貝氏體組織提供新的碳元素來源，同時(shí)縮短碳元素的擴(kuò)散距離。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料選用某鋼廠的Q&P 980酸軋?jiān)囼?yàn)鋼板，成分設(shè)計(jì)以C-Si-Mn系鋼為母體，添加微量的Nb等微合金元素，其化學(xué)成分如表1所示。坯料經(jīng)線切割加工成板厚×5×10 mm的長方體試樣。

試驗(yàn)在DIL805A/D淬火變形膨脹儀上進(jìn)行，熱膨脹法測得，Q&P980的相變起始溫度Ac1為739.5℃，相變終止溫度Ac3為925.6℃。圖1（a）為Ms測定工藝路線，將試樣先以10℃/s的加熱速率加熱至退火溫度（850℃、900℃、950℃），并保溫300 s，然后以50℃/s的冷率冷卻至室溫，研究不同退火溫度條件下的馬氏體初始形成溫度Ms。測定退火溫度為850℃，900℃，950℃，馬氏體相變開始溫度分別為362℃，376℃，401℃。因此Q&PB工藝淬火溫度設(shè)定略低于Ms點(diǎn)為300℃，配分溫度設(shè)定略高于Ms點(diǎn)為400℃。如圖1（b）為Q&PB工藝路線，將試樣先以10℃/s的加熱速率加熱至退火溫度（800℃、850℃、900℃），并保溫300 s，使其完全奧氏體化以及成分均勻化。然后以50℃/s的冷卻速率將試樣冷至300℃淬火，保溫5 s，然后以10℃/s的加熱速率加熱至配分溫度（350℃、400℃、450℃），保溫一定時(shí)間（10 s、30 s、100 s、1 000 s）后冷卻至室溫，研究不同退火溫度、配分溫度和時(shí)間對試驗(yàn)鋼組織性能的影響。

采用荷蘭帕納科生產(chǎn)的X'PERT MRD X射線衍射儀（XRD），光源Co靶，電壓35 KV，電流30 mA，掃描范圍45-110度，步長0.02度，掃描速度1.09/min，來測定熱處理后鋼中殘余奧氏體含量。然后將式樣進(jìn)行鑲嵌，進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光，再用4%體積分?jǐn)?shù)的硝酸酒精溶液腐蝕15-30 s，試樣腐蝕后用酒精清洗，吹干。硬度性能測試采用日本（Akashi）明石生產(chǎn)的Akashi HM-125金相顯微硬度計(jì)，通過在Axio Imager A2m光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行金相組織觀察，美國FEI+EDAX生產(chǎn)的QUANTA450+APOLLOX掃描電鏡+能譜儀上進(jìn)行掃面電鏡圖像采集，研究Q&PB工藝對鋼的組織和性能的影響。

2 結(jié)果與分析

2.1 退火溫度對最終組織的影響

圖2是850℃，900℃，950℃退火，300℃淬火5s，400℃配分30s，Q&PB工藝后Q&P980的掃描電鏡組織及XRD圖譜。由圖2（a）（b）可知，850℃，900℃兩相區(qū)退火，經(jīng)Q&PB工藝處理后，室溫組織主要由鐵素體（F）＋塊狀馬氏體（M）＋粒狀貝氏體（GB）＋板條狀貝氏體（LB）＋殘余奧氏體（RA）組成。圖2（c）可知，950℃退火，經(jīng)Q&PB工藝處理后，室溫組織主要由少量鐵素體（F）＋板條馬氏體（M）＋殘余奧氏體（RA）組成。由圖可以明顯看出，隨著退火溫度的升高，試樣中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)組件減小，相反馬氏體的體積分?jǐn)?shù)增加，且隨著奧氏體化溫度的提高，原奧氏體晶粒尺寸增加，最終組織中馬氏體內(nèi)部板條相貌逐漸清晰。

圖2（d）為不同退火溫度Q&PB工藝后試樣XRD圖譜，由圖可知800℃退火Q&PB工藝后室溫下殘余奧氏體的含量為16%，隨著退火溫度提高到850℃，殘余奧氏體含量增加到20.1%，退火溫度900℃，殘余奧氏體含量達(dá)到最大為22.5%?？梢钥吹?，隨著奧氏體化溫度的提高，殘余奧氏體中的含量呈增加趨勢。主要是因?yàn)殡S著退火溫度的提高，高溫下奧氏體含量越多，冷卻到最終組織時(shí)殘余的奧氏體含量越多。

表1試驗(yàn)鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

圖1試驗(yàn)鋼熱處理工藝流程（a）Ms測定工藝路線，（b）Q&PB工藝路線

2.2 配分時(shí)間和溫度對最終組織及硬度的影響

考慮到現(xiàn)場連續(xù)退火工藝生產(chǎn)線退火最高溫度為850℃，因此本文研究退火溫度為850℃，配分時(shí)間和溫度對最終組織及硬度的影響。配分溫度的高低和時(shí)間的長短，決定了配分過程中C原子的擴(kuò)散速率與擴(kuò)散程度，從而影響未轉(zhuǎn)變過冷奧氏體的穩(wěn)定性。合理搭配配分溫度和配分時(shí)間，可以實(shí)現(xiàn)試驗(yàn)鋼良好力學(xué)性能。

如圖3是850℃退火，300℃淬火5s，450℃配分10 s、30 s、100 s、1000 s的Q&PB工藝后Q&P980的掃描電鏡形貌。由圖3可以看出，450℃配分10 s后，基體主要為鐵素體（F）＋塊狀馬氏體（M）＋粒狀貝氏體（GB）＋板條狀貝氏體（LB）＋殘余奧氏體（RA）組成。隨著配分時(shí)間的延長，馬氏體組織回火轉(zhuǎn)變特征變得明顯，馬氏體板條變寬且發(fā)生間斷，如圖3（d）配分時(shí)間1000 s，此時(shí)能看到明顯的白色點(diǎn)狀滲碳體，且滲碳體顆粒主要分布在板條之間的界面或原始奧氏體晶界處。

圖4為不同配分溫度殘余奧氏體含量及顯微硬度與配分時(shí)間的關(guān)系。由圖4（a）可知?dú)堄鄪W氏體的含量隨著配分時(shí)間的延長先增加后減少。當(dāng)配分溫度為450℃時(shí)，殘余奧氏體含量隨配分時(shí)間的變化更加明顯，在配分30s時(shí)，殘余奧氏體含量最大25.40%，配分1000s，殘余奧氏體含量最小17.50%。在350℃、400℃配分10 s、30 s時(shí)，配分時(shí)間較短，碳原子不足以充分的擴(kuò)散至殘余奧氏體內(nèi)，使得殘余奧氏體穩(wěn)定性降低。當(dāng)配分時(shí)間延長至100 s時(shí)，碳原子有足夠的時(shí)間擴(kuò)散至殘余奧氏體內(nèi)，因此，在配分完成后，殘余奧氏體逐漸增加達(dá)到24.5%。當(dāng)配分時(shí)間為1000 s，保溫時(shí)間過長，部分碳元素析出，導(dǎo)致殘余奧氏體含量略有降低。而450℃配分，溫度較高，碳元素更容易擴(kuò)散，且足夠的配分時(shí)間，碳元素將以碳化物的形式析出，消耗了殘余奧氏體中的碳原子，降低了殘余奧氏體中的碳含量，致使其穩(wěn)定性降低，因此室溫狀態(tài)下只有少量的殘余奧氏體保留。

由圖4（b）可知顯微硬度隨配分時(shí)間的變化規(guī)律與殘余奧氏體含量的變化規(guī)律基本一致。350℃、450℃配分，顯微硬度隨著配分時(shí)間的延長先增大后減小，可見在配分30s時(shí)碳的擴(kuò)散就已經(jīng)完成，隨著配分時(shí)間延長到100s、1000s時(shí)，部分奧氏體發(fā)生分解，生成鐵素體和碳化物，因此硬度降低。而400℃配分10s時(shí)，碳的擴(kuò)散就已經(jīng)完成，此時(shí)顯微硬度最大為362HV。

如圖5是850℃退火，300℃淬火5s，350℃、400℃、450℃配分100 s的Q&PB工藝后Q&P980的掃描電鏡形貌。由圖5可以看出，基體主要為鐵素體（F）＋塊狀馬氏體（M）＋粒狀貝氏體（GB）＋板條狀貝氏體（LB）＋殘余奧氏體（RA）組成。隨著配分溫度的增加，馬氏體組織回火轉(zhuǎn)變特征變得明顯，且在馬氏體板條內(nèi)部亦有碳化物析出逐漸增多。

圖6為配分溫度對Q＆P 980殘余奧氏體含量及其顯微硬度的影響，由圖6（a）可以看出在配分時(shí)間為10s和30 s時(shí)，殘余奧氏體的含量隨配分溫度的升高呈逐漸增加的趨勢，其中450℃配分30 s殘余奧氏體含量最大達(dá)25.40%，說明隨著配分溫度的升高，碳從馬氏體向殘余奧氏體轉(zhuǎn)移的量增多，增加了殘余奧氏體的穩(wěn)定性，室溫下的殘余奧氏體量就多;配分時(shí)間為100 s時(shí)，殘余奧氏體的含量隨配分溫度的升高呈現(xiàn)先升高然后下降的趨勢，原因是400℃、450℃時(shí)配分過程在100 s前已經(jīng)完成，殘余奧氏體的量達(dá)到最大值，之后由于配分溫度升高，鋼中由于馬氏體和殘余奧氏體分解析出了滲碳體，消耗了大量的碳，使最終室溫下保留的殘余奧氏體量減少為17.50%。

圖2不同退火溫度Q&PB工藝后Q&P980的掃描電鏡組織及XRD圖譜（a）850℃，（b）900℃，（c）950℃，（d）XRD圖譜

由圖6（b）可以看出配分時(shí)間為10 s，顯微硬度隨著配分溫度的升高先增大后減小，當(dāng)配分溫度較低350℃時(shí)，碳原子擴(kuò)散速率相應(yīng)降低，馬氏體中的碳原子不足以擴(kuò)散至殘余奧氏體內(nèi)，并穩(wěn)定其至室溫，因此淬火后不穩(wěn)定的殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，從而提高了Q&P鋼的顯微硬度；隨著配分溫度的升高，碳原子的擴(kuò)散系數(shù)不斷增大，從而使擴(kuò)散至馬氏體板條間殘余奧氏體內(nèi)的碳原子增多，足以將更多的殘余奧氏體穩(wěn)定至室溫，同時(shí)也使得馬氏體中碳元素含量降低，從而導(dǎo)致Q&P鋼的顯微硬度降低。配分時(shí)間為30 s，配分溫度對顯微硬度的影響不是很大。而配分時(shí)間為100 s和1 000 s時(shí)，顯微硬度隨著配分溫度的增加而減小，這主要是因?yàn)榕浞謺r(shí)間為100 s時(shí)，就已經(jīng)完成碳的擴(kuò)散，溫度越高奧氏體發(fā)生分解，生成鐵素體和碳化物，因此硬度降低。

當(dāng)配分時(shí)間短時(shí)，可以適當(dāng)提高配分溫度；當(dāng)配分溫度低時(shí)，可以適當(dāng)延長配分時(shí)間，都可以增加殘余奧氏體的碳含量，提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性，但過度的增加配分時(shí)間與配分溫度，則會(huì)析出滲碳體等碳化物，最終室溫下的殘余奧氏體降低，影響材料力學(xué)性能。因此，綜合比較發(fā)現(xiàn)，在400℃配分100 s，試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體含量24.70%與顯微硬度315.6HV的匹配值最佳。

3 結(jié)論

利用DIL805A/D淬火變形膨脹儀對Q&P鋼進(jìn)行Q&PB工藝模擬，研究了退火溫度、配分溫度、配分時(shí)間對QP鋼組織演變、殘留奧氏體含量和顯微硬度性能的影響，得到如下結(jié)論：

（1）試驗(yàn)Q&P鋼經(jīng)Q&PB工藝處理后，室溫組織主要由鐵素體（F）＋塊狀馬氏體（M）＋粒狀貝氏體（GB）＋板條狀貝氏體（LB）＋殘余奧氏體（RA）組成。隨著退火溫度的升高，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)減小，馬氏體內(nèi)部板條相貌逐漸清晰。隨著配分溫度的提高，配分時(shí)間的增加，馬氏體組織回火轉(zhuǎn)變特征變得明顯，滲碳體逐漸析出。

圖3 450℃配分不同時(shí)間Q&PB工藝后Q&P980的掃描電鏡形貌（a）10 s，（b）30 s，（c）100 s，（d）1000 s

圖4配分時(shí)間對Q&P980殘余奧氏體含量及其顯微硬度的影響（a）配分時(shí)間與殘余奧氏體含量曲線關(guān)系，（b）配分時(shí)間與顯微硬度曲線關(guān)系

（2）殘余奧氏體含量隨著退火溫度增加而增大，隨著配分時(shí)間的增加先增大后減小，而殘余奧氏體的含量與配分溫度的關(guān)系很大程度上受配分時(shí)間的影響，即配分時(shí)間較短10 s、30 s時(shí)，兩者線性增加；配分時(shí)間較長時(shí)100 s、1 000 s，殘余奧氏體的含量隨配分溫度先增加后減小。450℃配分30 s時(shí)，殘余奧氏體含量最大25.40%。

（3）顯微硬度隨配分時(shí)間的變化規(guī)律與殘余奧氏體含量的變化規(guī)律基本一致，基本上都是先增大后減??；而顯微硬度與配分溫度的變化規(guī)律與配分時(shí)間有關(guān)。400℃配分10 s時(shí)，顯微硬度最大為362 HV。

（4）綜合比較，400℃配分100 s，試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體含量24.70%與顯微硬度315.6 HV的匹配值最佳。

圖5不同溫度配分100s Q&PB工藝后Q&P980的掃描電鏡形貌（a）350℃，（b）400℃，（c）450℃

圖6配分溫度對Q&P980殘余奧氏體含量及其顯微硬度的影響（a）配分溫度與殘余奧氏體含量曲線關(guān)系，（b）配分溫度與顯微硬度曲線關(guān)系