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定的殘余奧氏體和馬氏體[2-3]，顯示了較高的強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個步驟，配分溫度不高于Ms點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數的奧氏體組織，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，促使貝氏體區配分階段得到無碳貝氏體組織。無碳貝氏體會向周圍的奧氏體排碳，為奧氏體富碳提供新的碳元素來源，同時縮短碳擴散到奧氏體的距離，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，同時縮短碳元素的擴散距離。

1 試驗材料及方法

試驗材料選用某鋼廠的Q&P 980酸軋試驗鋼板，成分設計以C-Si-Mn系鋼為母體，添加微量的Nb等微合金元素，其化學成分如表1所示。坯料經線切割加工成板厚×5×10 mm的長方體試樣。

試驗在DIL805A/D淬火變形膨脹儀上進行，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工藝淬火溫度設定略低于Ms點為300℃，配分溫度設定略高于Ms點為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、配分溫度和時間對試驗鋼組織性能的影響。

采用荷蘭帕納科生產的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。然后將式樣進行鑲嵌，進行機械研磨和拋光，再用4%體積分數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）明石生產的Akashi HM-125金相顯微硬度計，通過在Axio Imager A2m光學顯微鏡上進行金相組織觀察，美國FEI+EDAX生產的QUANTA450+APOLLOX掃描電鏡+能譜儀上進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℃兩相區退火，經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數組件減小，相反馬氏體的體積分數增加，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℃，殘余奧氏體含量達到最大為22.5%。可以看到，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。主要是因為隨著退火溫度的提高，高溫下奧氏體含量越多，冷卻到最終組織時殘余的奧氏體含量越多。

表1試驗鋼化學成分（質量分數，%）

圖1試驗鋼熱處理工藝流程（a）Ms測定工藝路線，（b）Q&PB工藝路線

2.2 配分時間和溫度對最終組織及硬度的影響

考慮到現場連續退火工藝生產線退火最高溫度為850℃，因此本文研究退火溫度為850℃，配分時間和溫度對最終組織及硬度的影響。配分溫度的高低和時間的長短，決定了配分過程中C原子的擴散速率與擴散程度，從而影響未轉變過冷奧氏體的穩定性。合理搭配配分溫度和配分時間，可以實現試驗鋼良好力學性能。

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。隨著配分時間的延長，馬氏體組織回火轉變特征變得明顯，馬氏體板條變寬且發生間斷，如圖3（d）配分時間1000 s，此時能看到明顯的白色點狀滲碳體，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間的關系。由圖4（a）可知殘余奧氏體的含量隨著配分時間的延長先增加后減少。當配分溫度為450℃時，殘余奧氏體含量隨配分時間的變化更加明顯，在配分30s時，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，配分時間較短，碳原子不足以充分的擴散至殘余奧氏體內，使得殘余奧氏體穩定性降低。當配分時間延長至100 s時，碳原子有足夠的時間擴散至殘余奧氏體內，因此，在配分完成后，殘余奧氏體逐漸增加達到24.5%。當配分時間為1000 s，保溫時間過長，部分碳元素析出，導致殘余奧氏體含量略有降低。而450℃配分，溫度較高，碳元素更容易擴散，且足夠的配分時間，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，致使其穩定性降低，因此室溫狀態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間的變化規律與殘余奧氏體含量的變化規律基本一致。350℃、450℃配分，顯微硬度隨著配分時間的延長先增大后減小，可見在配分30s時碳的擴散就已經完成，隨著配分時間延長到100s、1000s時，部分奧氏體發生分解，生成鐵素體和碳化物，因此硬度降低。而400℃配分10s時，碳的擴散就已經完成，此時顯微硬度最大為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，馬氏體組織回火轉變特征變得明顯，且在馬氏體板條內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）可以看出在配分時間為10s和30 s時，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移的量增多，增加了殘余奧氏體的穩定性，室溫下的殘余奧氏體量就多;配分時間為100 s時，殘余奧氏體的含量隨配分溫度的升高呈現先升高然后下降的趨勢，原因是400℃、450℃時配分過程在100 s前已經完成，殘余奧氏體的量達到最大值，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）可以看出配分時間為10 s，顯微硬度隨著配分溫度的升高先增大后減小，當配分溫度較低350℃時，碳原子擴散速率相應降低，馬氏體中的碳原子不足以擴散至殘余奧氏體內，并穩定其至室溫，因此淬火后不穩定的殘余奧氏體將轉變為馬氏體，從而提高了Q&P鋼的顯微硬度；隨著配分溫度的升高，碳原子的擴散系數不斷增大，從而使擴散至馬氏體板條間殘余奧氏體內的碳原子增多，足以將更多的殘余奧氏體穩定至室溫，同時也使得馬氏體中碳元素含量降低，從而導致Q&P鋼的顯微硬度降低。配分時間為30 s，配分溫度對顯微硬度的影響不是很大。而配分時間為100 s和1 000 s時，顯微硬度隨著配分溫度的增加而減小，這主要是因為配分時間為100 s時，就已經完成碳的擴散，溫度越高奧氏體發生分解，生成鐵素體和碳化物，因此硬度降低。

當配分時間短時，可以適當提高配分溫度；當配分溫度低時，可以適當延長配分時間，都可以增加殘余奧氏體的碳含量，提高殘余奧氏體的穩定性，但過度的增加配分時間與配分溫度，則會析出滲碳體等碳化物，最終室溫下的殘余奧氏體降低，影響材料力學性能。因此，綜合比較發現，在400℃配分100 s，試驗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 結論

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

（1）試驗Q&P鋼經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，鐵素體的體積分數減小，馬氏體內部板條相貌逐漸清晰。隨著配分溫度的提高，配分時間的增加，馬氏體組織回火轉變特征變得明顯，滲碳體逐漸析出。

圖3 450℃配分不同時間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配分時間對Q&P980殘余奧氏體含量及其顯微硬度的影響（a）配分時間與殘余奧氏體含量曲線關系，（b）配分時間與顯微硬度曲線關系

（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系很大程度上受配分時間的影響，即配分時間較短10 s、30 s時，兩者線性增加；配分時間較長時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，殘余奧氏體含量最大25.40%。

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

（4）綜合比較，400℃配分100 s，試驗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系，（b）配分溫度與顯微硬度曲線關系