經(jīng)改進(jìn)型和普通淬火-配分工藝處理的高強(qiáng)鋼的顯微組織和力學(xué)性能

孫曉宇 李 陽 雷愛娣 劉仁東 胡智評(píng)

（1.鞍鋼廣州汽車鋼有限公司，廣東 廣州 510000；2.鞍鋼鋼鐵研究院 汽車與家電用鋼研究中心，遼寧 鞍山 114009）

經(jīng)淬火配分（quenching-and-partitioning，Q ＆ P）工藝處理的中錳鋼是典型的第三代汽車用高強(qiáng)鋼［1-4］。Q ＆ P 是由Speer 等在2003 年提出的用于生產(chǎn)具有馬氏體和殘留奧氏體組織的高強(qiáng)高塑性鋼的新工藝［5-7］。Q ＆ P 工藝過程為：首先，使鋼奧氏體化，隨后淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變開始（Ms）與結(jié)束（Mf）溫度之間的某一溫度并短時(shí)間保溫，獲得一定量的馬氏體和未轉(zhuǎn)變奧氏體［8-11］；隨后，在淬火結(jié)束溫度或高于淬火結(jié)束溫度的某一溫度進(jìn)行配分處理，使碳從過飽和馬氏體向未轉(zhuǎn)變奧氏體中擴(kuò)散和富集，使奧氏體穩(wěn)定化；最后，將鋼冷卻至室溫，獲得馬氏體＋殘留奧氏體的混合組織［12-14］。因此，鋼板在兼具高強(qiáng)度的同時(shí)由于殘留奧氏體的TRIP （transformation induced plasticity）效應(yīng)，也具有良好的塑性。為滿足現(xiàn)有工業(yè)生產(chǎn)及汽車零件生產(chǎn)的需求，在上述普通Q＆P工藝的基礎(chǔ)上提出了臨界區(qū)Q ＆ P 工藝，即采用臨界區(qū)退火工藝，在經(jīng)Q ＆ P處理的鋼中形成鐵素體，以使鋼板強(qiáng)度從約1 500 MPa 降低至1 000 MPa左右，塑性提高到20%以上。盡管如此，對(duì)于復(fù)雜的汽車結(jié)構(gòu)件，目前廣泛應(yīng)用的Q ＆ P 980鋼仍存在沖壓性能不良和變形開裂等問題。因此，進(jìn)一步提高經(jīng)Q ＆ P工藝處理的鋼的塑性是擴(kuò)大高強(qiáng)鋼應(yīng)用范圍、推進(jìn)汽車輕量化的重要途徑。本文研究了貝氏體擴(kuò)散C 原子對(duì)Q ＆ P 鋼殘留奧氏體含量和力學(xué)性能的影響，并與傳統(tǒng)基于馬氏體擴(kuò)散C原子的Q ＆ P鋼進(jìn)行對(duì)比，系統(tǒng)分析了兩種鋼的顯微組織和力學(xué)性能。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用鋼采用150 kg 真空電磁感應(yīng)爐冶煉，主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0.20%C、2.0%Mn和1.75%Si。將鋼錠鍛造成60 mm×60 mm截面的鍛坯，在1 200 ℃保溫2 h后經(jīng)7道次軋制成4 mm厚鋼板，酸洗后再冷軋至1 mm厚，最后分別對(duì)之進(jìn)行普通和改進(jìn)型Q ＆ P工藝處理，如圖1所示。拉伸試樣標(biāo)距為50 mm，在SANA萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為3 mm／min。

圖1 兩種Q ＆ P工藝Fig.1 Two quenching and partitioning processes

將鋼板用線切割制備成尺寸為10 mm ×8 mm的金相檢驗(yàn)和X 射線衍射試驗(yàn)試樣，金相試樣采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕。采用中科院金屬研究所的日本理學(xué)D／max240 型X射線衍射儀進(jìn)行檢測(cè)（電壓為56 kV，電流為182 mA；采用Cu-Kα射線，波長λ為0.154 56 nm；掃描步長為4（°）／min；掃描角度為40° ～120°）。根據(jù)X射線衍射試驗(yàn)結(jié)果按式（1）計(jì)算殘留奧氏體含量：

式中：Vγ為殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)；Iγ為殘留奧氏體（200）、（220）和（311）衍射峰的平均積分強(qiáng)度；Iα為馬氏體（200）和（211）衍射峰的平均積分強(qiáng)度。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 顯微組織

經(jīng)普通和改進(jìn)Q ＆ P工藝處理的鋼具有不同的組織結(jié)構(gòu)。如圖2 所示，經(jīng)改進(jìn)Q ＆ P 工藝處理的鋼的組織為鐵素體、貝氏體、二次馬氏體和殘留奧氏體，而經(jīng)普通Q ＆ P工藝處理的鋼的組織為鐵素體、回火馬氏體、二次馬氏體和殘留奧氏體。眾所周知，普通Q ＆ P工藝處理的鋼首先在兩相區(qū)退火獲得鐵素體和奧氏體，部分奧氏體經(jīng)一次淬火轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，隨后將鋼升溫至Ms點(diǎn)以上溫度并保溫，使馬氏體回火，相互纏結(jié)的位錯(cuò)發(fā)生回復(fù)，被位錯(cuò)釘扎的碳原子擴(kuò)散至奧氏體中，提高奧氏體的穩(wěn)定性。經(jīng)普通Q ＆ P工藝處理的鋼需從較高溫度一次淬火，最佳淬火溫度要通過CCE模型計(jì)算，即一次馬氏體配分的C 原子恰好能使其余的奧氏體穩(wěn)定至室溫［15-16］。改進(jìn)型Q ＆P工藝是將鋼淬火至略高于Ms點(diǎn)的某一溫度，避免過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。在隨后的過時(shí)效等溫階段，大量過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w。在貝氏體形成過程中碳向過冷奧氏體中擴(kuò)散，提高剩余奧氏體的穩(wěn)定性。因此，過時(shí)效階段結(jié)束時(shí)仍存在一定量的亞穩(wěn)奧氏體，其中含碳量較高或晶粒尺寸較小的奧氏體能保留至室溫，剩余的穩(wěn)定性較差的奧氏體在最后冷卻階段轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖2 經(jīng)改進(jìn)（a）和普通（b）Q ＆ P工藝處理的鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the steel treated by modified（a）and common（b）Q ＆ P processes

經(jīng)改進(jìn)和普通Q ＆ P工藝處理的鋼中殘留奧氏體形態(tài)有明顯差異。圖3 為經(jīng)兩種工藝處理的鋼的透射電子顯微圖和相應(yīng)的衍射斑點(diǎn)。圖3（a，b）表明，普通Q ＆ P工藝處理的鋼板殘留奧氏體呈板條狀分布于回火馬氏體板條間。圖3（c）中衍射斑點(diǎn)表明殘留奧氏體與相鄰馬氏體板條保持K- S 關(guān)系，即｛111｝γ∥｛110｝M，＜110 ＞γ∥＜111 ＞M。圖3（d，e）為經(jīng)改進(jìn)Q ＆ P工藝處理的鋼中殘留奧氏體，呈塊狀，其衍射斑點(diǎn)為（110）γ，如圖3（f）所示。普通Q ＆ P鋼首先快速冷卻至CCE模型計(jì)算的溫度，大量過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，剩余的少量奧氏體夾雜在馬氏體板條間。而對(duì)于改進(jìn)型Q ＆ P 鋼，由于其一次淬火冷卻溫度略高于Ms點(diǎn)，奧氏體未轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，隨后大量過冷奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，保留下來的奧氏體呈塊狀。

圖3 經(jīng)改進(jìn)（a ～c）和普通（d ～f）Q ＆ P工藝處理的鋼板的透射電子顯微圖Fig.3 Transmission electron micrographs of the steel plate treated by modified（a to c）and common（d to f）Q ＆ P processes

兩種Q ＆ P工藝處理的試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量有明顯差異。圖4 為經(jīng)兩種工藝處理的鋼的X射線衍射圖譜。根據(jù)圖4 結(jié)果計(jì)算可知，普通Q ＆ P工藝處理的鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)為9.2%，改進(jìn)型Q ＆ P工藝處理的鋼為13.6%，表明改進(jìn)型Q ＆ P工藝能明顯提高試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量。其原因在于，普通Q ＆ P 鋼淬火溫度是通過CCE模型計(jì)算、理論上殘留奧氏體含量最大的溫度，該模型假設(shè)置換原子（Mn、Si 等）不擴(kuò)散及馬氏體-奧氏體界面不遷移，并假設(shè)C原子在馬氏體與奧氏體中化學(xué)勢(shì)相同時(shí)C 擴(kuò)散停止。事實(shí)上，在Q ＆ P工藝的配分階段，盡管馬氏體內(nèi)的位錯(cuò)會(huì)發(fā)生明顯回復(fù)，但仍存在大量纏結(jié)的位錯(cuò)阻礙碳原子移動(dòng)，難以使馬氏體和奧氏體中C的化學(xué)勢(shì)相同，導(dǎo)致不穩(wěn)定奧氏體在冷卻過程中形成二次馬氏體。其次，在Q ＆ P 工藝的配分階段奧氏體界面能移動(dòng)，即過冷奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。改進(jìn)型Q ＆ P工藝主要利用了過冷奧氏體在過時(shí)效階段發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，貝氏體形成的同時(shí)碳持續(xù)向奧氏體中擴(kuò)散，與回火馬氏體向周圍配分碳原子相比，貝氏體向周圍擴(kuò)散C 原子更充分，即更有利于提高殘留奧氏體含量。

圖4 兩種Q ＆ P工藝處理的鋼的X射線衍射圖譜Fig.4 X-ray diffraction patterns of the steels treated by two Q ＆ P processes

2.2 力學(xué)性能和斷口形貌

圖5 為經(jīng)改進(jìn)和普通Q ＆ P工藝處理的鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢钥闯觯胀≦ ＆ P鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率分別為680、1 070 MPa和20%；改進(jìn)型Q ＆ P 鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率分別為600、1 015 MPa和26%，即傳統(tǒng)Q ＆ P鋼的強(qiáng)度更高，改進(jìn)型Q ＆ P鋼的斷后伸長率更高。普通Q ＆ P鋼屈服強(qiáng)度較高的原因可能是其馬氏體硬度較高。文獻(xiàn)［17-19］報(bào)道，普通Q ＆ P鋼在淬火階段能形成大量馬氏體，盡管在隨后的配分階段馬氏體中的自由位錯(cuò)能有效回復(fù)，但回火馬氏體的強(qiáng)度仍略高于貝氏體，變形過程中馬氏體中的位錯(cuò)難以滑移。改進(jìn)型Q ＆P鋼在二次淬火階段能形成大量馬氏體，發(fā)生的體積膨脹擠壓周圍鐵素體，使鐵素體內(nèi)產(chǎn)生自由位錯(cuò)，拉伸變形過程中自由位錯(cuò)在較低的應(yīng)力下即可滑移，所以普通Q ＆ P鋼的屈服強(qiáng)度高于改進(jìn)型Q ＆ P鋼。普通Q ＆ P鋼的抗拉強(qiáng)度較高主要是由于回火馬氏體的硬度明顯高于貝氏體，拉伸變形過程中，與改進(jìn)型Q ＆ P鋼中貝氏體相比，普通Q ＆ P鋼中回火馬氏體能產(chǎn)生更明顯的加工硬化效應(yīng)。改進(jìn)型Q ＆ P鋼的斷后伸長率較高主要?dú)w因于兩個(gè)方面：一是改進(jìn)型Q＆P鋼的組織主要為鐵素體和貝氏體，比傳統(tǒng)Q ＆ P 鋼中的鐵素體和回火馬氏體具有更好的變形性能，有利于鋼板的塑性變形；二是2.1 節(jié)中提到的改進(jìn)型Q ＆P鋼中含有更多的殘留奧氏體，在變形過程中能產(chǎn)生TRIP 效應(yīng)，延遲頸縮的產(chǎn)生，提高鋼板的塑性。

圖5 兩種Q ＆ P工藝處理的鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Stress-strain curves for the steels treated by two Q ＆ P processes

圖6 為經(jīng)改進(jìn)和普通Q ＆ P工藝處理的鋼的拉伸斷口微觀形貌。圖6 表明：改進(jìn)型Q ＆ P 鋼的斷口彌散分布著細(xì)小的韌窩，以韌性斷裂為主；而普通Q ＆ P鋼的斷口交互分布著大小不一的解理面及部分韌窩，為混合型斷裂。改進(jìn)型Q ＆ P鋼中大量殘留奧氏體在變形階段能產(chǎn)生TRIP 效應(yīng)，延緩了頸縮的產(chǎn)生，斷裂以撕裂為主，為韌性斷裂；反之，普通Q＆P鋼的奧氏體很難產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，部分?jǐn)嗔寻l(fā)生在回火馬氏體中的應(yīng)力集中處，表現(xiàn)為韌-脆性混合斷裂。

圖6 經(jīng)改進(jìn)（a）和普通（b）Q ＆ P工藝處理的鋼的拉伸斷口微觀形貌Fig.6 Micrographs of tensile fractures of the steel treated by modified（a）and common（b）Q ＆ P processes

3 結(jié)論

（1）經(jīng)普通Q ＆ P 工藝處理的含0.20%C、2.0%Mn和1.75%Si 的鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別為680 和1 070 MPa，斷后伸長率為20%；經(jīng)改進(jìn)Q ＆ P工藝處理的鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為600 和1 015 MPa，斷后伸長率為26%。

（2）經(jīng)改進(jìn)Q ＆ P工藝處理的鋼的組織為鐵素體＋貝氏體＋二次馬氏體＋殘留奧氏體，經(jīng)普通Q ＆ P工藝處理的鋼則為鐵素體＋回火馬氏體＋二次馬氏體＋殘留奧氏體；與經(jīng)普通Q ＆ P 工藝處理的鋼中馬氏體相比，經(jīng)改進(jìn)Q ＆ P 工藝處理的鋼的貝氏體中碳能更充分地?cái)U(kuò)散，因而其殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)（13.6%）遠(yuǎn)高于普通Q ＆ P 工藝處理的鋼（9.2%），塑性更好。

（3）經(jīng)改進(jìn)與普通Q ＆ P工藝處理的兩種鋼的斷裂機(jī)制明顯不同，前者為韌性斷裂，后者為脆性-韌性混合斷裂。