硅含量與淬火溫度對Q&P鋼組織及性能的影響

史 娜，劉偉明，劉永剛，詹 華，崔 磊，潘紅波

(1.安徽工業大學 冶金減排與資源綜合利用教育部重點實驗室，安徽 馬鞍山 243002；2.安徽工業大學 冶金工程與資源綜合利用安徽省重點實驗室，安徽 馬鞍山 243002；3.馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術中心，安徽 馬鞍山 243003)

自2003年由Speer提出的淬火配分工藝(Quenching and partitioning，Q&P)一經問世后，便因其良好的強塑性匹配，在鋼鐵科研界掀起一波新的研究熱潮[1-2]。Q&P鋼作為第三代汽車用高強鋼的代表，同時具備TRIP鋼與DP鋼的優點，其室溫組織由馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體等多相組成。其中馬氏體為基體相，是Q&P鋼主要強度來源，而鐵素體和殘留奧氏體在拉伸過程中的TRIP效應為Q&P鋼帶來了良好的塑性，使其在保持較好加工硬化能力的同時，具有良好的碰撞吸能效果，特別適用于加工汽車結構件、防撞件及內部加強板等[3-6]。它的開發兼顧了汽車輕量化與安全性的要求，目前已逐漸成為汽車用鋼領域的高端產品。

由于Q&P鋼的性能由各相組織比例及殘留奧氏體決定，這些與鋼的化學成分和熱處理工藝密切相關，因此，近年來眾多學者對此展開了大量研究。研究結果表明，作為Q&P工藝重要參數之一的淬火溫度，它的高低決定了配分前馬氏體和殘留奧氏體的比例，對室溫下殘留奧氏體的數量和穩定性具有重要影響[7-8]。而馬氏體在配分階段的回火，會產生一些細小的碳化物，適量硅的添加對于抑制這些碳化物形成、增加鐵素體和奧氏體中的碳活度、提高室溫下殘留奧氏體的體積分數和富碳程度具有重要意義[9-10]。然而硅含量過高會造成鋼的塑性降低，同時容易導致鋼板表面形成一層致密的Mn2SiO4氧化薄膜，從而惡化鋼板表面光潔度、熱浸鍍鋅能力及焊接性能[11-12]。本次試驗致力于探究不同硅含量和淬火溫度對試驗鋼顯微組織與力學性能的影響，試圖為工業生產中Q&P鋼合金成分的優化和熱處理工藝設計提供新的思路。

1 試驗材料與方法

試驗鋼的化學成分如表1所示，將其在真空熔煉爐進行熔煉，然后澆鑄成鋼錠，將澆鑄好的鋼錠鍛造成尺寸為60 mm×220 mm×250 mm的板坯。待板坯隨爐加熱至1200 ℃后，均熱2 h。在二輥可逆式熱軋試驗軋機上對板坯進行軋制，其中軋制次數為9道次，終軋溫度為860 ℃，目標板厚為3.2 mm。將熱軋完后的薄板水冷至600 ℃左右，并送入600 ℃的箱式電阻爐中保溫2 h后，切斷電源隨爐緩冷，以模擬卷取過程。將酸洗和涂油后的熱軋板置于四輥可逆式冷軋試驗軋機上進行多道次壓下，最終軋成厚度為1.5 mm的薄板。最后，將冷軋板剪切成1.5 mm×40 mm×220 mm的試樣，在鹽浴爐內進行Q&P處理。試驗共選取了3個不同的淬火溫度，具體工藝方案如圖1所示。

表1 試驗用鋼的化學成分(質量分數，%)

圖1 Q&P工藝流程圖

根據GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第 1部分：室溫試驗方法》，將Q&P處理過的試樣沿橫向切割成標距為50 mm的拉伸試樣，在Zick/Roell Z150萬能拉伸試驗機上采用靜態拉伸試驗測定其力學性能。同時將試樣切成10 mm×10 mm，將其研磨、拋光腐蝕后使用奧林巴斯BX51光學顯微鏡與飛利浦NANO SEM430場發射掃描電鏡進行組織觀察。

2 試驗結果

圖2分別為1、2號試驗鋼經240、260和280 ℃鹽浴淬火并配分后的顯微組織。圖2中白色多邊形組織為鐵素體，而淺灰色板條或島塊狀分布的組織為馬氏體。對于同一試驗鋼而言，隨著淬火溫度的升高，鐵素體含量并未發生明顯變化但尺寸略微變細；馬氏體總含量降低但島塊狀所占比例有所提高。對比同一淬火溫度下兩種試驗鋼的微觀組織可知，硅含量增加后，鐵素體和馬氏體的尺寸均細化且分布更加彌散。原因在于硅對鐵素體再結晶與奧氏體晶粒形成長大具有一定的機械阻礙作用，硅含量的提升以及長時間的退火，使得臨界區部分奧氏體化相變過程均勻且充分，對接下來淬火過程中形成的馬氏體起到了分割細化的作用，因此淬火后由原始奧氏體轉變而來的馬氏體也更細。

圖2 經不同溫度淬火并配分后1號(a～c)和2號(d～f)試驗鋼的顯微組織

為了更加清晰地辨別組織中的精細結構，對試驗鋼的顯微組織進行高倍掃描分析。圖3分別為1、2號試驗鋼的SEM圖片。由圖3可知，兩種試驗鋼的室溫組織均由鐵素體、板條馬氏體、M/A島和貝氏體多相混合組成。呈不規則多邊形的黑色凹陷相為鐵素體；鐵素體晶粒內部細小而明亮的白點為殘留奧氏體；呈浮凸狀的相是貝氏體和馬氏體，貝氏體呈較暗的灰白色，而馬氏體存在兩種形態，分別是明亮的白色板條狀和與殘留奧氏體共同形成的光滑平整的島狀。其中板條馬氏體是由原始奧氏體經淬火后直接形成的，又可稱為原始馬氏體，在配分階段中，板條馬氏體中的碳向奧氏體中遷移，長時間的配分導致回火程度提高，使組織更加趨近于回火馬氏體形貌。表面光滑平整的島狀馬氏體應為配分處理后由不穩定的奧氏體發生分解而新生成的，又可稱為馬奧島。由圖3可知，隨著淬火溫度的升高，1號試驗鋼組織中板條馬氏體的數量逐漸降低而馬奧島的數量逐漸增加，在280 ℃高溫淬火時，組織中幾乎無板條馬氏體。此外，當淬火溫度為240 ℃和280 ℃ 時，組織中含有一定量的貝氏體，而260 ℃淬火時組織中無貝氏體。2號試驗鋼在260 ℃淬火時組織中貝氏體的含量較高，當淬火溫度為280 ℃時，鐵素體和嵌入鐵素體晶粒內部的殘留奧氏體數量明顯增多。

圖3 經不同溫度淬火并配分后1號(a～c)和2號(d～f)試驗鋼的SEM照片

圖4為兩種試驗鋼的力學性能結果。由圖4可知，相同淬火溫度下，當試驗鋼中硅含量由1.45%提高至2.13%后，屈服強度和抗拉強度均得到了大幅度提高。其中1號試驗鋼平均屈服強度為389.54 MPa，2號試驗鋼的平均屈服強度為459.09 MPa，即平均屈服強度提升了17.85%；平均抗拉強度由767.23 MPa提升至949.80 MPa，增幅為23.80%。而伸長率隨著硅含量的增加有所下降，兩種試驗鋼的最大伸長率分別為18.47%和15.35%。不同淬火溫度下，兩種試驗鋼的屈服強度和抗拉強度變化較小，其中屈服強度最大差值分別為20.66 MPa和5.02 MPa，抗拉強度最大差值分別為19.61 MPa和15.51 MPa。伸長率隨淬火溫度的變化均較為明顯，其中1號試驗鋼的伸長率隨著淬火溫度的升高先減少后增加，在260 ℃淬火時伸長率最低；而2號試驗鋼的伸長率則隨著淬火溫度的升高呈現出先增加后減少的趨勢，在260 ℃淬火時達到最大值。就其強度與強塑積兩個典型指標而言，高硅的2號試驗鋼顯著優于低硅的1號試驗鋼，雖然1號 試驗鋼在280 ℃淬火時獲得14.44 GPa·%的強塑積，2號試驗鋼在260 ℃淬火時獲得14.66 GPa·%的強塑積，但是2號試驗鋼的抗拉強度較1號試驗鋼高近200 MPa。

圖4 經不同溫度淬火并配分后試驗鋼的力學性能

3 分析與討論

試驗結果表明，當硅含量由1.45%提升至2.13%后，試驗鋼的抗拉強度和屈服強度均顯著提高。原因在于，硅固溶于α-Fe晶格中所造成的畸變能會與鋼中的刃型位錯產生彈性交互作用，阻礙位錯的運動，使鋼的強度升高[13]。而硅含量越高，α-Fe晶格畸變能越大，增強效果也就越好。同時，高硅試驗鋼中的馬氏體尺寸更細，分布也更加均勻，使得鐵素體與馬氏體的有效晶界面積增加，提高了試驗鋼的屈服強度，同時加大了位錯運動的阻力，增加了變形所需的切應力，故而抗拉強度也有所提高。

由于殘留奧氏體對伸長率具有重要影響，因此需要計算出不同淬火溫度下兩種試驗鋼殘留奧氏體的體積分數，又因為本次退火在兩相區內進行，故需先求出鐵素體與原始奧氏體的比例。圖5為熱膨脹法獲得的試驗鋼膨脹量與溫度的變化曲線，對曲線拐點做切線，分析可知，1、2號試驗鋼的Ac1分別為752 ℃與771 ℃，Ac3分別為890 ℃與900 ℃。由于相變量與相變體積效應成正比，因此可通過杠桿定律得到860 ℃退火時鐵素體和奧氏體兩相的比例，如公式(1)所示[14]：

(1)

式中：f為轉變產物體積分數；Q%為該溫度范圍內奧氏體最大轉變量(低碳合金鋼可近似看做100%)；AB、AC為圖5中線段對應的膨脹量。

圖5 試驗鋼膨脹量隨加熱溫度的變化曲線

通過計算可知1、2號試驗鋼的原始奧氏體體積分數分別為64%與60%，再結合CCE模型(約束條件碳平衡)即可求出殘留奧氏體體積分數隨淬火溫度的變化規律，如圖6所示。模型結果顯示，兩種試驗鋼的最佳淬火溫度分別為286 ℃與280 ℃，因此當淬火溫度由240 ℃增至280 ℃后，殘留奧氏體體積分數均表現為逐漸增加的趨勢。通過對比可知，高硅2號試驗鋼的殘留奧氏體含量較高，原因在于硅含量的增加，可以有效抑制碳化物的析出，加大臨界區奧氏體相變階段中碳在鐵素體中的化學勢，推動其在α-γ相間的擴散，使得退火階段中原始奧氏體內碳的富集更加充分，穩定性更強，保留至室溫下的殘留奧氏體也更多。但殘留奧氏體周圍相的組成，以及貝氏體的含量也會對伸長率造成一定影響。由圖3可知，高硅試驗鋼的貝氏體含量較低，且大量殘留奧氏體晶粒被包裹在軟相的鐵素體基體內部，導致殘留奧氏體無法在應力作用下發揮TRIP效應而難以實現塑性的提高，因此當硅含量增加后，試驗鋼的伸長率有所下降。

圖6 試驗鋼中殘留奧氏體體積分數隨淬火溫度的變化曲線(配分后)

不同淬火溫度下，兩種試驗鋼的抗拉強度與屈服強度變化均不明顯。這是因為抗拉強度不僅與淬火后一次馬氏體的含量有關，還受到殘留奧氏體加工硬化的影響[15]。在低溫淬火時，組織中馬氏體含量雖然較高，但殘留奧氏體含量較少，TRIP效應不明顯。而隨著淬火溫度的增加，雖然殘留奧氏體體積分數不斷提高，但淬火馬氏體數量逐漸下降。這兩種效應的疊加作用致使抗拉強度隨淬火溫度的改變較小。而試驗鋼的屈服強度主要由鐵素體的數量與形貌決定，由顯微組織圖可知，淬火溫度對鐵素體的影響并不大，因此屈服強度沒有明顯變化。值得注意的是，2號試驗鋼所表現出的強度波動幅度更為平緩。原因在于，硅含量的增加，提高了試驗鋼的回火穩定性，其溶于馬氏體中，可降低原子的擴散速率，使得配分和冷卻過程中，馬氏體的分解、殘留奧氏體的轉變以及碳化物的析出和長大過程都被推遲，增強了試驗鋼抗軟化的能力，因此強度整體變化幅度較小[9]。

兩種試驗鋼的伸長率隨淬火溫度的變化并不相同。其中1號試驗鋼在260 ℃淬火時伸長率最低。原因在于該溫度下殘留奧氏體的含量雖然較高，但富碳程度相對較低，導致部分不穩定的殘留奧氏體容易在形變初期發生馬氏體轉變而削弱了TRIP效應。而240 ℃低溫淬火時，殘留奧氏體的含量雖然略低，但碳的富集更加充分，穩定性也最高，使得TRIP效應得以充分發揮，故而伸長率較高。當淬火溫度為280 ℃時，1號試驗鋼中含一定量的貝氏體，有效地彌補了因殘留奧氏體穩定性下降對塑性造成的不利影響，因此伸長率有所回升。2號試驗鋼在260 ℃淬火時獲得最佳伸長率。這是因為該溫度下殘留奧氏體和貝氏體的含量均較高，對塑性提升有利。而280 ℃淬火時殘留奧氏體的穩定性較差且鐵素體基體內部殘留奧氏體的比例較高，這兩個因素都會對塑性產生不利影響，因此試驗鋼的伸長率較低。

4 結論

1)試驗鋼經不同溫度淬火、360 ℃配分處理后的室溫下組織主要由鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體及貝氏體多相組成。當硅含量增加后，組織中鐵素體和馬氏體的尺寸均顯著細化，晶粒分布更加均勻。隨著淬火溫度的升高，兩種試驗鋼組織中鐵素體含量并未發生明顯變化但尺寸略微變小，而板條馬氏體數量有所降低，馬奧島的比例有所提高。其中1號試驗鋼在260 ℃淬火時組織中無貝氏體，而2號試驗鋼在260 ℃淬火時貝氏體的含量較多。

2)結合熱膨脹法與CCE模型對不同淬火溫度下試驗鋼殘留奧氏體體積分數的變化規律進行了研究。結果顯示，硅含量的增加，有利于殘留奧氏體體積分數的提高，當淬火溫度由240 ℃增至280 ℃，兩種試驗鋼中殘留奧氏體體積分數均呈現逐漸增加的趨勢。

3)從力學性能來看，硅含量的增加使得試驗鋼的抗拉強度和屈服強度顯著提升，雖然同時造成了伸長率的下降，但綜合力學性能仍較好。當淬火溫度由240 ℃升至280 ℃后，低硅試驗鋼的伸長率與強塑積呈先減后增的趨勢，而高硅試驗鋼的伸長率與強塑積呈先增后減的趨勢，屈服強度和抗拉強度整體變化不大。相比之下，2號試驗鋼在260 ℃淬火時的力學性能配合最佳，且其力學性能隨淬火溫度的升高變化較小，更有利于拓寬實際生產中淬火溫度的選取范圍。