淬火配分工藝對高強Q&P 鋼織構(gòu)和性能的影響

李泊言，蘇 鈺，左智成，李 軍

（上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201620）

過去十年間節(jié)能減排政策導(dǎo)向?qū)︿摬牡纳a(chǎn)發(fā)展提出更高要求，第三代先進高強鋼成為鋼鐵材料發(fā)展的重點.第三代先進高強鋼是通過形成含有殘余奧氏體的微觀組織來獲得超高強度和良好延伸率.研究人員通過淬火配分（Quenching and Partitioning，Q&P）工藝使車用淬火配分鋼獲得低成本、高強度、良好延伸率的優(yōu)勢，從而使車身質(zhì)量降低，車輛穩(wěn)定性、安全性和耐撞性提升.與TRIP 鋼相比，淬火配分鋼強度更高，但延伸率更低，這是由于其奧氏體含量（體積分?jǐn)?shù)，下同）較低造成的.如果能在不顯著降低強度的情況下很好地控制奧氏體的穩(wěn)定性和體積分?jǐn)?shù)，則Q&P 鋼的力學(xué)性能可以得到進一步改善.Lee等[1?4]得出化學(xué)成分、晶粒尺寸和力學(xué)穩(wěn)定性等3 個主要因素主導(dǎo)亞穩(wěn)態(tài)奧氏體在室溫下的穩(wěn)定性.設(shè)計Q&P 工藝可以影響奧氏體晶粒尺寸、含量，進而影響性能.為得到足夠的延伸率，本研究在確定試驗用Q&P 鋼化學(xué)成分基礎(chǔ)上，對淬火配分熱處理工藝對Q&P 鋼組織、織構(gòu)和性能的影響進行研究.

1 試驗材料及方法

本試驗用Q&P 鋼為冷軋態(tài)，厚度1.5 mm，其主要化學(xué)成分見表1.一步淬火配分熱處理工藝圖如圖1 所示.利用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡S-3400N (HITACH)觀察經(jīng)硝酸酒精腐蝕后的試驗用鋼微觀組織；利用波長為1.5418 A 的Cu–Kα 靶的Bruker D8 Advance 型 X 線衍射儀測量試樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，并計算其平均碳含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）；利用Gleeble3800 熱力學(xué)模擬試驗機對試樣進行淬火配分熱處理，試樣冷卻至室溫后在其上進行拉伸試驗，拉伸試樣尺寸如圖2 所示.

圖1 淬火溫度和淬火時間變化的一步淬火配分工藝Fig.1 1-Step Q&P process of varying quenching temperature and quenching time

圖2 試驗用Q&P 鋼拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimensions of tensile samples of Q&P steel

表1 試驗用Q&P 鋼的主要成分Table 1 Main chemical composition of test Q&P steel

2 試驗數(shù)據(jù)分析

2.1 試驗用Q&P鋼組織

Q&P 鋼經(jīng)過淬火處理后馬氏體、鐵素體的分布情況如圖3 所示.利用掃描電鏡觀察奧氏體或者碳化物的分布情況如圖4 所示.圖3 中白色區(qū)域是由殘余奧氏體組成，而黑色區(qū)域則是由回火馬氏體或馬氏體/殘余奧氏體組合而成.隨著淬火溫度升高，白色塊狀組織數(shù)量減少.

圖3 Q&P 鋼在不同淬火處理之后的金相顯微圖（1-step）Fig.3 Metallographic micrographs of Q&P steel after different quenching temperatures

從圖4 可以看出，在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)（220 ℃）淬火時，大多數(shù)奧氏體已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)橐淮未慊瘃R氏體（M1），然后在配分過程中進行回火.由于碳從馬氏體板條擴散到鄰近奧氏體進行配分[5]，在一次淬火馬氏體內(nèi)也發(fā)現(xiàn)了一些條狀殘余奧氏體（RA）.此外，鐵素體基體內(nèi)或位于一次淬火馬氏體外靠近鐵素體處也觀察到一些塊狀RA，這主要是碳由鐵素體向奧氏體富集引起的[6].在220 ℃下僅觀察到少量二次淬火馬氏體（M2），M2為最終淬火到室溫下產(chǎn)生的馬氏體.220～300 ℃時試驗用鋼的微觀結(jié)組織基本相似，但塊狀的M2/RA 尺寸較大，這意味著在配分過程中富集的一些奧氏體碳仍然不夠穩(wěn)定，并在最終淬火過程中轉(zhuǎn)變?yōu)槎未慊瘃R氏體（圖4（b））.當(dāng)淬火溫度升高至相對較高溫度（300 ℃）時，一次淬火馬氏體分?jǐn)?shù)逐漸下降（圖4（c）），其顯微組織由一次淬火馬氏體、M2/RA、碳化物、鐵素體和貝氏體組成，而板條馬氏體的寬度也明顯寬于淬火溫度為220 ℃時的板條馬氏體，這是由于淬火溫度的降低提高了馬氏體的形核驅(qū)動力，使生長的板條束之間產(chǎn)生機械碰撞和干擾的概率提升，從而達到板條馬氏體細化的效果.

圖4 Q&P 鋼在不同淬火處理之后的SEM 圖（1-step）Fig.4 SEM micrographs of Q&P steel after different quenching temperatures

試驗結(jié)果表明，淬火后大量奧氏體不能通過馬氏體碳配分而完全保留.在配分過程中，一些穩(wěn)定性差的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，并在最終淬火過程中轉(zhuǎn)變?yōu)槎未慊瘃R氏體.實際上，碳化物、鐵素體、貝氏體的形成有利于將碳從貝氏體和鐵素體擴散、富集到殘余奧氏體中，并有利于增強奧氏體中流體靜應(yīng)力[7].由于馬氏體和貝氏體相變的細化作用[8]，原奧氏體晶粒細化為較小的區(qū)域.一次淬火馬氏體在保溫階段經(jīng)過配分處理，馬氏體中碳含量降低，晶格畸變減少.相比之下，二次淬火馬氏體是在最終淬火至室溫時由奧氏體形成的，其碳含量高于鋼的平均含量(且高于M1).因此，一次淬火馬氏體晶粒的晶格缺陷比二次淬火馬氏體少.

通過X 線衍射在不同淬火溫度（220、260 和300 ℃）下進行測量，測定殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，如圖5 所示.

圖5 配分120 s 不同淬火樣的XRD 圖（1-step）Fig.5 XRD pattern of different quenching samples with 120 s

RA 的體積分?jǐn)?shù)及碳含量計算結(jié)果見表2.通過比較發(fā)現(xiàn)，RA 的平均體積分?jǐn)?shù)為4.0%～7.2%，其碳含量為1.20%～1.29%.隨著淬火溫度從220 ℃升高到260 ℃，RA 體積分?jǐn)?shù)增加.淬火溫度到300 ℃后，RA 含量開始降低.其結(jié)果表明，在淬火溫度為260 ℃時，可以得到室溫下最大奧氏體體積分?jǐn)?shù)；為300 ℃時奧氏體含量下降，說明鋼在淬火過程中發(fā)生了其他競爭反應(yīng)，產(chǎn)生貝氏體、鐵素體等組織，從而彌補了隨著淬火溫度上升板條馬氏體含量降低的情況.Clarke 等[9]發(fā)現(xiàn)，當(dāng)淬火溫度高于最佳淬火溫度時，0.19C-1.59Mn-1.63Si 鋼中奧氏體含量比預(yù)測的最終奧氏體含量曲線要高.De Moor 等[10]也在試驗中得到，奧氏體含量高于預(yù)測曲線.在本試驗中可以得到類似規(guī)律，且300 ℃和260 ℃時RA 含量變化不明顯，260 ℃時RA 含量最高，為7.12%.

表2 試樣中殘余奧氏體體積含量及其含碳量Table 2 Volume content and carbon content of retained austenite in samples

2.2 試驗用Q&P鋼織構(gòu)

為分析晶粒取向分布的變化，用歐拉空間取向分布函數(shù)（ODF）圖中φ2=0°，45°兩個截面分別說明不同條件下的晶體取向分布，Q&P 鋼中所有重要取向基本可以在這兩個截面中找到.Q&P 鋼在不同淬火溫度下ODF 圖，如圖6 所示.高斯織構(gòu)（G）在260 ℃時強度最高，達到2.5，而黃銅織構(gòu)（B）在260 ℃時強度最低，僅有0.52.隨著淬火溫度升高，G/B 織構(gòu)強度比值增大.Zhao 等[11]研究發(fā)現(xiàn)，提高G/B 織構(gòu)強度比有利于提高Q&P 鋼的沖擊韌性.由圖6 可知，220、260 和300 ℃時，隨著淬火溫度升高，Q&P 鋼的最大ODF 強度逐漸降低.220 ℃下Q&P 鋼的ODF 在平行{112}晶面（φ=35°)的組分、τ取向線（含Cu、G 織構(gòu)）和α取向線（φ1=0°）周圍強度較高，這意味著{112}晶面以及<110>晶向在低溫淬火時占主導(dǎo)地位.260 ℃時，γ取向線強度增加，而平行于{112}晶面的織構(gòu)強度從3.5 減小到1.5.平行于{112}晶面的織構(gòu)取向部分轉(zhuǎn)化到γ取向線使其織構(gòu)強度增加，其余部分織構(gòu)強度逐漸減弱.而Q&P 鋼在{111}晶面（γ取向線）附近的強度很弱，這表明淬火溫度升高使所需的γ取向線弱化.γ取向線含有相對有利的織構(gòu)取向，γ取向線的強度增加有助于提高Q&P 鋼的成形性和延伸率.因此一步工藝會影響Q&P 鋼的延伸率.

圖6 Q&P 鋼在不同淬火溫度下配分120 s 時ODF 圖Fig.6 ODF pictures of Q&P steel at different quenching temperatures with patitioning time of 120 s

圖7 為Q&P 鋼淬火至220、260 和300 ℃時取向線（α、γ、τ）的變化趨勢.260 ℃時，RG 織構(gòu)強度最高（圖7（a）），且B 織構(gòu)強度最弱.從圖7（c）中可以看出，淬火溫度為300 ℃時，{001}<110>織構(gòu)強度相對較高，{001}<110>、{001}<100>織構(gòu)垂直于板面，在鋼受力時，厚度方向易于變形，在拉伸過程中體現(xiàn)為延伸率下降.淬火溫度為220、260、300 ℃（配分時間為120 s）時，織構(gòu)強度最高，分別為{110}<111>織構(gòu)、旋轉(zhuǎn)高斯織構(gòu)RG{001}<110>和銅型織構(gòu)Gu{112}<111>.

圖7 不同淬火溫度下的Q&P 鋼取向線的變化,Fig.7 Changes of orientation line at different quenching temperatures

配分時間分別為60、120、180 s 時，260 ℃淬火的ODF（φ2=0°，45°）圖如圖8 所示.從圖中看出，隨著配分時間增加，最大織構(gòu)強度依次減弱.但是主導(dǎo)織構(gòu)在α取向線和γ取向線上.

圖8 Q&P 鋼淬火到260 ℃保溫60、120、180 s 的ODF 圖Fig.8 ODF pictures of Q&P steel quenched to 300 ℃isothermy 60,120 and 180 s

圖9 為不同配分時間下Q&P 鋼取向線的變化.從圖9 可以看出，高斯織構(gòu)G{011}<100>在配分時間為120 s 時強度最高，在60 s 時強度最低，黃銅織構(gòu)B{011}<211>的織構(gòu)強度隨著配分時間的增大而減小.從圖9（b）中可以看出，E{111}<110>織構(gòu)強度在60 s 配分時間下強度最低，120 和180 s時強度接近，F(xiàn){111}<112>織構(gòu)強度隨著配分時間減弱，且180 s 時強度急劇下降.從圖9（c）中可以看出旋轉(zhuǎn)高斯織構(gòu)RG{001}<110>在120 s 配分時間下強度最高，銅型織構(gòu)Gu{112}<111>強度隨著配分時間的增大而顯著降低.結(jié)合圖9 可知，立方織構(gòu)C(001)[100]隨著配分時間先減弱后增強.結(jié)果表明，由于(111)α面平行于(110)γ面，即：[111]α//[110]γ，因此立方織構(gòu)在馬氏體相變過程中形成的概率最高.與剪切變形(馬氏體相變)有關(guān)的(111)[121]成分的演變符合Kurdjumov-Sachs (K-S)關(guān)系[12].在α取向線中，織構(gòu)G/B 的比值隨著配分時間延長逐漸增加，180 s 時G/B 值最大，有利于沖擊韌性的提高.

圖9 不同配分時間下的Q&P 鋼取向線的變化Fig.9 The variation of orientation line for different partitioning time

2.3 試驗用Q&P 鋼的拉伸性能及斷裂特征

未經(jīng)淬火配分熱處理的試驗鋼抗拉強度為896 MPa，總延伸率為25%.采用一步Q&P 工藝處理后，顯示出高的抗拉強度和良好的延伸率，如圖10所示.圖中，YS、UTS 和TE 分別為屈服強度、極限抗拉強度和總延伸率.從圖10(a)和圖10(c)可以看出，隨著淬火溫度從220 升高到300 ℃，抗拉強度從1 465 降低到1 361 MPa；而屈服強度和延伸率的變化呈相反趨勢，分別從866 升至998 MPa，16.7%升至18.1%；試驗用鋼的強塑積分別為24.5、25.3、24.5 GPa·%.與未進行一步Q&P 工藝處理的試驗用鋼（22.4 GPa·%）相比，處理之后鋼的強塑積提升明顯.

從圖10(b)和圖10(d)中可以看出，淬火溫度260 ℃時，隨著配分時間增加（60～180 s），抗拉強度（1 491～1 371 MPa）和延伸率（17.2%～14.9%）逐漸減小；屈服強度逐漸升高；試驗用鋼的強塑積分別為25.6、25.3、20.4 GPa·%.

圖10 不同淬火配分工藝下的應(yīng)力?應(yīng)變曲線和拉伸性能Fig.10 Stress-strain curves and tensile properties under different quenching and partitioning processes

通常情況下，奧氏體化后直接淬火至室溫的鋼中，具有高位錯密度的板條馬氏體是導(dǎo)致應(yīng)變初期高加工硬化率的原因，從而導(dǎo)致了高屈服強度[13].隨著淬火溫度增加，屈服強度增加很可能歸因于塑性變形早期階段的位錯運動[14].在較低的淬火溫度下，配分形成的回火馬氏體保留了較高的位錯密度（即馬氏體的回火程度隨著淬火溫度升高而增強），易于在較低的施加載荷下移動.另外，在配分過程中形成的碳化物會阻礙位錯的運動，從而使屈服強度增加[13].在較高的淬火溫度下，碳化物的析出更為顯著，這種效果更加明顯.因此，屈服強度隨配分后淬火溫度增加而增加.

采用掃描電鏡(SEM)對試驗用Q&P 鋼單向拉伸后的斷口形貌進行觀察.220、260 和300 ℃下Q&P 鋼的斷口形貌如圖11 所示.從圖中可以看出，Q&P 鋼在斷口處存在大量韌窩，為韌性斷裂.隨著淬火溫度升高，逐漸出現(xiàn)部分拉長的微裂紋，其長度為40～130 μm，長微裂紋平行于軋制方向.淬火溫度升高會產(chǎn)生更多的二次淬火馬氏體，二次淬火馬氏體的平均含碳量高且硬度大，晶格缺陷較多導(dǎo)致晶粒的延伸率差.在拉伸的過程中二次淬火馬氏體難以產(chǎn)生變形，使不同物相之間塑性變形難以協(xié)調(diào)，從而造成拉伸過程中局部應(yīng)力集中，導(dǎo)致產(chǎn)生一些孔洞（圖中黑色部分）[15].這些孔洞主要分布在M1/ M2界面交集處，以及小部分碳含量高的晶界處.隨著拉伸的繼續(xù)，孔洞相互連接導(dǎo)致裂紋的萌芽，裂紋逐漸擴展，出現(xiàn)微裂紋[16]，最終導(dǎo)致試樣斷裂.

圖11 Q&P 鋼的拉伸斷口圖Fig.11 Micrograph of fractured surfaces of the Q&P steel

3 結(jié)論

本試驗主要得出如下結(jié)果.

1）試驗用Q&P 鋼在一步淬火配分中獲得的最大殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為7.12%.隨著淬火溫度升高，板條馬氏體寬度增大，一次淬火馬氏體的體積分?jǐn)?shù)下降，二次淬火馬氏體的含量增加.

2）配分120 s，分別220、260、300 ℃淬火時，織構(gòu)強度最高的分別為{110}<111>織構(gòu)、旋轉(zhuǎn)高斯織構(gòu)RG{001}<110>和銅型織構(gòu)Gu{112}<111>.

3）在一步淬火配分熱處理中，配分時間120 s、淬火溫度220～300 ℃時，抗拉強度從1 465 降到1 361 MPa；而屈服強度(866 升至998 MPa)和延伸率(從16.7%升至18.1%)的變化呈相反的趨勢；試驗用Q&P 鋼的強塑積在260 ℃時最大，為25.3 GPa·%.淬火溫度260 ℃、配分時間從60 升至180 s 時，抗拉強度（1 491 降至1 371 MPa）和延伸率（17.2%降至14.9%）減小，屈服強度升高；60 s 時強塑積最大，為25.6 GPa·%.