熱處理工藝對硅錳鋼組織和力學性能的影響

張志浩，景財年，吳忠林，劉 磊，林 濤，趙靜蕊，趙順治

（山東建筑大學 材料科學與工程學院，山東濟南 250101）

0 引言

馬氏體初始組織是臨界退火后獲得板條狀奧氏體的有效途徑。此外，在初始馬氏體中沿板條邊界存在板條間的奧氏體對組織的形態(tài)控制具有重要意義[1，2]。由馬氏體向奧氏體逆轉(zhuǎn)變是鋼生產(chǎn)中常用的晶粒細化最有效的方法之一。前人研究中[3-5]在相變誘導塑性（TRIP）鋼的生產(chǎn)中也應用了板條馬氏體組織在臨界退火過程中的逆轉(zhuǎn)變。板條馬氏體是高強度鋼中最常見的馬氏體形態(tài)。張獻光等[6]研究發(fā)現(xiàn)不同的加熱速率影響逆轉(zhuǎn)變奧氏體的形態(tài)，根據(jù)加熱速率的快慢分別形成塊狀奧氏體和針狀奧氏體。塊狀和針狀的奧氏體形核位置與馬氏體基體的晶體學取向關(guān)系不同。Q&P鋼在冷卻過程或等溫保溫中存在馬氏體中過飽和的碳元素向奧氏體配分行為。獲得了由低碳高強度馬氏體、鐵素體和亞穩(wěn)態(tài)殘余奧氏體的顯微組織[7-8]。Li[9]等人提出了一種DQ&P 工藝，該工藝將鋼淬火至低溫轉(zhuǎn)變區(qū)（貝氏體或馬氏體），然后進行動態(tài)碳分配，獲得多相組織。

因此，本文將ART 與Q&P 過程相結(jié)合。采用ART 工藝先將試驗鋼淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，保溫一段時間使C 元素析出，再進行奧氏體低溫穩(wěn)定，最后淬火至室溫。采用SEM、XRD 等手段，研究了ART-Q&P 工藝過程中C、Mn 元素配分行為對殘余奧氏體穩(wěn)定性和力學性能的影響，以及試驗鋼經(jīng)過ART-Q&P 工藝和I-Q&P 工藝處理后的性能差異，為后續(xù)優(yōu)化低碳Si-Mn 鋼的性能提供理論依據(jù)。

1 試驗方法

試驗鋼選用1.2 mm 厚的低碳Si-Mn 鋼冷軋，主要化學成分如表1 所示。

表1 試驗鋼的化學成分 w/%

用DIL 805A 熱膨脹儀測量試驗鋼的相變點。試驗鋼的Ac3、Ac1和Ms 分別為840℃、730℃和330℃。熱處理工藝在MXQ1700 高溫箱式氣氛爐和MP-2 鹽浴爐上進行。將試驗鋼迅速加熱至930℃，保溫5 min，淬火至室溫。然后將淬火后的試驗鋼分別重新加熱至740℃、780℃、820℃和860℃，保溫5min。隨后，于260℃的鹽浴爐內(nèi)淬火，保溫90s，最終淬火至室溫。過程如圖1 所示。

圖1 試驗鋼熱處理工藝示意圖

2 結(jié)果和討論

2.1 逆相變溫度對顯微組織的影響

圖2 為試驗鋼的SEM圖像。顯微組織由細小的鐵素體、馬氏體和少量殘余奧氏體組成，其中馬氏體呈現(xiàn)板條狀。僅經(jīng)過Q&P 工藝處理的試驗鋼，顯微組織中的馬氏體具有典型的板條形狀，板條結(jié)構(gòu)清晰和較小的相位差。然而，圖中顯示試驗鋼的馬氏體板條排列不規(guī)則，邊界模糊而光滑，部分馬氏體尺寸較大，表現(xiàn)出一定的回火特征。板條的邊緣呈現(xiàn)出灰白色，而內(nèi)部是深灰色的。這種現(xiàn)象是由于逆相變過程中Mn 的配分，使得板條馬氏體晶界處高Mn，在SEM圖像中呈亮白色晶界[10]。這些亮白色晶界為新馬氏體或殘余奧氏體，主要以薄膜狀分布在板條馬氏體板條之間。在兩相區(qū)保溫過程中，C 和Mn 在奧氏體中的配分，使得C 和Mn 在奧氏體晶界處濃度較高，增強了奧氏體的穩(wěn)定性，使淬火后的馬氏體晶界更加堅硬[4]。因此，板條馬氏體邊界是灰白色的，而內(nèi)部是深色的。

圖2 不同相變溫度試樣的SEM顯微組織

在相同保溫時間下，逆轉(zhuǎn)變溫度較低時，奧氏體生長緩慢，晶粒較細。馬氏體板條的形態(tài)受逆轉(zhuǎn)變過程中奧氏體的形態(tài)和尺寸影響。隨著逆相變溫度的升高，試驗鋼的馬氏體板條變粗，部分組織呈現(xiàn)貝氏體形貌。根據(jù)Hall-Petch 公式，晶粒粗大對強度、塑性等力學性能產(chǎn)生不利影響。經(jīng)過780℃逆相變后殘余奧氏體的室溫組織細小并且富含C 和Mn。同時，馬氏體板條之間存在針狀鐵素體。這是因為淬火后在兩相區(qū)重新加熱時，鐵素體優(yōu)先在原馬氏體板條處形核[4]。板條馬氏體周圍的鐵素體一般為片層狀。室溫組織中殘余奧氏體為薄膜狀，主要分布在馬氏體板條之間。

2.2 逆相變溫度對力學性能的影響

圖3a 所示，隨著逆轉(zhuǎn)變溫度的增加，試驗鋼的抗拉強度增加，但延伸率下降，在780℃時抗拉強度達到1191 MPa。延伸率從740℃時的15.22%下降到860℃時的12.02%。不同逆轉(zhuǎn)變溫度下的強塑積如圖3b 所示，強塑積呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，試驗鋼在780℃時綜合性能最好。通過觀察顯微組織可以發(fā)現(xiàn)，隨著逆相變溫度的升高，室溫下鐵素體含量降低，而馬氏體含量增加。這是因為隨著逆轉(zhuǎn)變溫度的升高，原子擴散容量增大。即使保溫5min，奧氏體也會長大，導致C、Mn 的配分效應減弱，元素富集程度降低，奧氏體穩(wěn)定性降低，室溫組織中獲得更多馬氏體，鋼的抗拉強度相應提高。而逆轉(zhuǎn)變回火馬氏體的回火程度和配分后淬火時新生馬氏體的數(shù)量也會影響抗拉強度[11]。由于逆轉(zhuǎn)變時間較短，基體中馬氏體對試驗鋼的強化作用大于回火馬氏體對鋼的軟化作用。兩者的共同作用使試驗鋼的抗拉強度提高。

圖3 逆轉(zhuǎn)變溫度對實驗鋼力學性能的影響

Mn 的擴散程度也與溫度密切相關(guān)[12]。Mn 使試驗鋼在加熱過程中具有更多的形核點，促進了再結(jié)晶過程和基體晶粒的超細化。當逆轉(zhuǎn)變溫度不同時，C 和Mn 的配分效應也會發(fā)生相應的變化。當逆轉(zhuǎn)變溫度過低時，原子擴散和遷移能力較低，對奧氏體的穩(wěn)定作用有限。雖然鐵素體體積分數(shù)較高，但TRIP 效應較弱，強度較低。這也是740℃時延伸率高于780℃時，但綜合力學性能低于780℃時的原因。當逆轉(zhuǎn)變溫度過高時，奧氏體中的C、Mn 均質(zhì)化，局部Mn 富集作用減弱[13]，奧氏體晶粒長大，導致奧氏體穩(wěn)定性下降，殘余奧氏體含量下降，伸長率下降。因此，隨著逆轉(zhuǎn)變溫度的升高，試驗鋼的伸長率逐漸降低。

2.3 殘留奧氏的體體積分數(shù)及其穩(wěn)定性

如圖4a 所示，采用XRD 對試驗鋼的殘余奧氏體進行定量分析。如圖4b 所示，隨著逆轉(zhuǎn)變溫度的升高，試驗鋼中的殘余奧氏體含量先升高后降低，在780℃時達到最高，含量為4.19%。在ART-Q&P 工藝中，試驗鋼經(jīng)奧氏體化后淬火至室溫然后再加熱到兩相區(qū)。在這個過程中，通過C 和Mn 的配分，奧氏體晶粒在馬氏體板條之間形核并長大。從2.2 節(jié)分析可知，試驗鋼在780℃時性能最佳，XRD 分析證實了這一點。隨著溫度的升高，雖然C、Mn 元素的配分進一步加強，但奧氏體隨著溫度的升高晶粒逐漸長大，這將降低奧氏體的穩(wěn)定性。結(jié)果表明，室溫組織中的殘余奧氏體體積分數(shù)降低。

圖4 不同奧氏體逆轉(zhuǎn)變溫度處理后試驗鋼

ART-Q&P 過程后，提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性主要來自兩個方面：在ART 過程中C 和Mn 在奧氏體富集，以及在Q&P 過程中C 在奧氏體中的二次富集。兩者都使C 和Mn 從馬氏體向奧氏體擴散，增加了奧氏體的C 含量，使試驗鋼的Ms 點降低，因此殘余奧氏體在室溫下是穩(wěn)定的。在逆相變過程中，部分Mn 取代了C 的作用。由于Mn 元素在鐵素體中的擴散速率遠高于在奧氏體中的擴散速率，Mn 元素將從鐵素體向兩相界面擴散[14]，導致鐵素體晶粒內(nèi)部Mn 含量較低，晶界處Mn 含量較高。隨著時間的延長，Mn 元素向奧氏體中擴散。Mn 元素在晶界處的聚集阻礙了晶粒的生長，導致晶界的生長不顯著，晶粒細小[15]。

2.4 ART-Q&P 工藝與I-Q&P 工藝的對比

對比了ART-Q&P 工藝與I-Q&P 工藝對試驗鋼顯微組織和力學性能的影響。將試驗鋼分別快速加熱到780℃和820℃，保溫5min，然后在鹽浴爐中260℃淬火保溫90℃，最后水淬至室溫，如圖5 所示。

圖5 I-Q&P 工藝

對比圖6a 和圖6b，兩種工藝下試驗鋼的室溫組織均為馬氏體、鐵素體和殘余奧氏體。但各相的形態(tài)和含量有很大的不同，尤其是鐵素體相。I-Q&P 鋼的鐵素體含量較多，較為規(guī)則的塊狀，而ART-Q&P 鋼的鐵素體形狀不規(guī)則，晶粒細小，主要以針狀和少量的塊狀的形式存在。

圖6 經(jīng)ART-Q&P 與I-Q&P 不同熱處理后試驗鋼的SEM顯微組織

兩種熱處理方法處理后試驗鋼的力學性能如圖7 所示。I-Q&P-1 的加熱溫度為780℃；I-Q&P-2 的加熱溫度為820℃。ART-Q&P-1 的逆轉(zhuǎn)變溫度為780℃；ART-Q&P-2 的逆轉(zhuǎn)變溫度為820℃。

從圖7 可以看出，ART-Q&P 鋼的抗拉強度、伸長率以及強塑積均高于I-Q&P 鋼。與I-Q&P-1相比，ART-Q&P-1 的抗拉強度提高了3.4%，伸長率提高了12.5%，強塑積提高了16.25%。與I-Q&P-2 相比，ART-Q&P-2 的抗拉強度提高了7.6%，伸長率提高了5.35%，強塑積提高了13.35%。

圖7 I-Q&P 鋼與ART-Q&P 鋼力學性能

與ART-Q&P 鋼相比，I-Q&P 鋼沒有經(jīng)過完全奧氏體化的過程，因此前驅(qū)體不同[16]。馬氏體作為前驅(qū)體對后續(xù)元素的配分過程有很大的影響，最終決定了室溫下組織的差異[17]。ART-Q&P 鋼的鐵素體晶粒更細小，形狀更不規(guī)則。因此，與I-Q&P 工藝相比，ART-Q&P 鋼具有更優(yōu)異的綜合力學性能。

3 結(jié)論

（1）ART-Q&P 鋼的馬氏體形態(tài)為板條，板條邊界模糊光滑，部分馬氏體表現(xiàn)出一定的回火特征；鐵素體為針狀或不規(guī)則塊狀，針狀鐵素體存在于馬氏體板條之間，板條馬氏體周圍的鐵素體一般為片層狀；片狀殘余奧氏體分布在馬氏體板條之間。與原始鐵素體和珠光體組織相比，ART-Q&P 鋼淬火后的室溫組織中有更多的馬氏體和殘余奧氏體，這證實了逆轉(zhuǎn)變溫度直接影響Mn 元素的配分效果。

（2）隨著逆轉(zhuǎn)變溫度的升高，試驗鋼的抗拉強度提高，但提高速率降低。這是馬氏體在基體中的強化作用和回火馬氏體對鋼的軟化作用的結(jié)果。延伸率的降低與溫度升高時奧氏體穩(wěn)定性的降低有關(guān)。殘余奧氏體含量最高時，強度和伸長率的乘積達到最大值。此時拉伸強度為1191MPa，伸長率為14.47%，強塑積為17.24GPa·%。

（3）ART-Q&P 鋼和I-Q&P 鋼具有相同的室溫組織。但ART-Q&P 鋼有更細的鐵素體晶粒。對比ART-Q&P 鋼和I-Q&P 鋼的力學性能，ART-Q&P 鋼的抗拉強度、伸長率和強塑積均優(yōu)于I-Q&P 鋼。