經改進型和普通淬火-配分工藝處理的高強鋼的顯微組織和力學性能

孫曉宇 李 陽 雷愛娣 劉仁東 胡智評

（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鋼［1-4］。Q ＆ P 是由Speer 等在2003 年提出的用于生產具有馬氏體和殘留奧氏體組織的高強高塑性鋼的新工藝［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變開始（Ms）與結束（Mf）溫度之間的某一溫度并短時間保溫，獲得一定量的馬氏體和未轉變奧氏體［8-11］；隨后，在淬火結束溫度或高于淬火結束溫度的某一溫度進行配分處理，使碳從過飽和馬氏體向未轉變奧氏體中擴散和富集，使奧氏體穩定化；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，鋼板在兼具高強度的同時由于殘留奧氏體的TRIP （transformation induced plasticity）效應，也具有良好的塑性。為滿足現有工業生產及汽車零件生產的需求，在上述普通Q＆P工藝的基礎上提出了臨界區Q ＆ P 工藝，即采用臨界區退火工藝，在經Q ＆ P處理的鋼中形成鐵素體，以使鋼板強度從約1 500 MPa 降低至1 000 MPa左右，塑性提高到20%以上。盡管如此，對于復雜的汽車結構件，目前廣泛應用的Q ＆ P 980鋼仍存在沖壓性能不良和變形開裂等問題。因此，進一步提高經Q ＆ P工藝處理的鋼的塑性是擴大高強鋼應用范圍、推進汽車輕量化的重要途徑。本文研究了貝氏體擴散C 原子對Q ＆ P 鋼殘留奧氏體含量和力學性能的影響，并與傳統基于馬氏體擴散C原子的Q ＆ P鋼進行對比，系統分析了兩種鋼的顯微組織和力學性能。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼采用150 kg 真空電磁感應爐冶煉，主要化學成分（質量分數）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，最后分別對之進行普通和改進型Q ＆ P工藝處理，如圖1所示。拉伸試樣標距為50 mm，在SANA萬能拉伸試驗機上進行拉伸試驗，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的金相檢驗和X 射線衍射試驗試樣，金相試樣采用體積分數為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D／max240 型X射線衍射儀進行檢測（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X射線衍射試驗結果按式（1）計算殘留奧氏體含量：

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

2 試驗結果及討論

2.1 顯微組織

經普通和改進Q ＆ P工藝處理的鋼具有不同的組織結構。如圖2 所示，經改進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退火獲得鐵素體和奧氏體，部分奧氏體經一次淬火轉變為馬氏體，隨后將鋼升溫至Ms點以上溫度并保溫，使馬氏體回火，相互纏結的位錯發生回復，被位錯釘扎的碳原子擴散至奧氏體中，提高奧氏體的穩定性。經普通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模型計算，即一次馬氏體配分的C 原子恰好能使其余的奧氏體穩定至室溫［15-16］。改進型Q ＆P工藝是將鋼淬火至略高于Ms點的某一溫度，避免過冷奧氏體轉變為馬氏體。在隨后的過時效等溫階段，大量過冷奧氏體轉變為貝氏體。在貝氏體形成過程中碳向過冷奧氏體中擴散，提高剩余奧氏體的穩定性。因此，過時效階段結束時仍存在一定量的亞穩奧氏體，其中含碳量較高或晶粒尺寸較小的奧氏體能保留至室溫，剩余的穩定性較差的奧氏體在最后冷卻階段轉變為馬氏體。

圖2 經改進（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

經改進和普通Q ＆ P工藝處理的鋼中殘留奧氏體形態有明顯差異。圖3 為經兩種工藝處理的鋼的透射電子顯微圖和相應的衍射斑點。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）中衍射斑點表明殘留奧氏體與相鄰馬氏體板條保持K- S 關系，即｛111｝γ∥｛110｝M，＜110 ＞γ∥＜111 ＞M。圖3（d，e）為經改進Q ＆ P工藝處理的鋼中殘留奧氏體，呈塊狀，其衍射斑點為（110）γ，如圖3（f）所示。普通Q ＆ P鋼首先快速冷卻至CCE模型計算的溫度，大量過冷奧氏體轉變為馬氏體，剩余的少量奧氏體夾雜在馬氏體板條間。而對于改進型Q ＆ P 鋼，由于其一次淬火冷卻溫度略高于Ms點，奧氏體未轉變為馬氏體，隨后大量過冷奧氏體發生貝氏體轉變，保留下來的奧氏體呈塊狀。

圖3 經改進（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工藝處理的試驗鋼中殘留奧氏體含量有明顯差異。圖4 為經兩種工藝處理的鋼的X射線衍射圖譜。根據圖4 結果計算可知，普通Q ＆ P工藝處理的鋼中殘留奧氏體體積分數為9.2%，改進型Q ＆ P工藝處理的鋼為13.6%，表明改進型Q ＆ P工藝能明顯提高試驗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模型計算、理論上殘留奧氏體含量最大的溫度，該模型假設置換原子（Mn、Si 等）不擴散及馬氏體-奧氏體界面不遷移，并假設C原子在馬氏體與奧氏體中化學勢相同時C 擴散停止。事實上，在Q ＆ P工藝的配分階段，盡管馬氏體內的位錯會發生明顯回復，但仍存在大量纏結的位錯阻礙碳原子移動，難以使馬氏體和奧氏體中C的化學勢相同，導致不穩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，即過冷奧氏體發生貝氏體轉變。改進型Q ＆ P工藝主要利用了過冷奧氏體在過時效階段發生貝氏體轉變，貝氏體形成的同時碳持續向奧氏體中擴散，與回火馬氏體向周圍配分碳原子相比，貝氏體向周圍擴散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 力學性能和斷口形貌

圖5 為經改進和普通Q ＆ P工藝處理的鋼的應力-應變曲線。可以看出，普通Q ＆ P鋼的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率分別為680、1 070 MPa和20%；改進型Q ＆ P 鋼的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率分別為600、1 015 MPa和26%，即傳統Q ＆ P鋼的強度更高，改進型Q ＆ P鋼的斷后伸長率更高。普通Q ＆ P鋼屈服強度較高的原因可能是其馬氏體硬度較高。文獻［17-19］報道，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能有效回復，但回火馬氏體的強度仍略高于貝氏體，變形過程中馬氏體中的位錯難以滑移。改進型Q ＆P鋼在二次淬火階段能形成大量馬氏體，發生的體積膨脹擠壓周圍鐵素體，使鐵素體內產生自由位錯，拉伸變形過程中自由位錯在較低的應力下即可滑移，所以普通Q ＆ P鋼的屈服強度高于改進型Q ＆ P鋼。普通Q ＆ P鋼的抗拉強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，與改進型Q ＆ P鋼中貝氏體相比，普通Q ＆ P鋼中回火馬氏體能產生更明顯的加工硬化效應。改進型Q ＆ P鋼的斷后伸長率較高主要歸因于兩個方面：一是改進型Q＆P鋼的組織主要為鐵素體和貝氏體，比傳統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 節中提到的改進型Q ＆P鋼中含有更多的殘留奧氏體，在變形過程中能產生TRIP 效應，延遲頸縮的產生，提高鋼板的塑性。

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

圖6 為經改進和普通Q ＆ P工藝處理的鋼的拉伸斷口微觀形貌。圖6 表明：改進型Q ＆ P 鋼的斷口彌散分布著細小的韌窩，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。改進型Q ＆ P鋼中大量殘留奧氏體在變形階段能產生TRIP 效應，延緩了頸縮的產生，斷裂以撕裂為主，為韌性斷裂；反之，普通Q＆P鋼的奧氏體很難產生TRIP效應，部分斷裂發生在回火馬氏體中的應力集中處，表現為韌-脆性混合斷裂。

圖6 經改進（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 結論

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

（2）經改進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；與經普通Q ＆ P 工藝處理的鋼中馬氏體相比，經改進Q ＆ P 工藝處理的鋼的貝氏體中碳能更充分地擴散，因而其殘留奧氏體體積分數（13.6%）遠高于普通Q ＆ P 工藝處理的鋼（9.2%），塑性更好。

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