羅 剛 梁祥祥 張劍橋 衛(wèi)爭(zhēng)艷 李 筱 李 俊 李國(guó)平

（太原鋼鐵（集團(tuán)）有限公司先進(jìn)不銹鋼材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，山西太原 030003）

因具有高的強(qiáng)度和良好的成形性能，先進(jìn)高強(qiáng)鋼（advanced high strength steels，AHSS）被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)結(jié)構(gòu)件［1-2］。為了提高材料的耐蝕性、延長(zhǎng)使用壽命，需對(duì)鋼板進(jìn)行鍍鋅或電泳處理。這些工藝可在鋼板表面形成一定厚度的防腐層，改善材料的耐蝕性，但也存在一些問(wèn)題，如過(guò)度消耗鋅資源、廢鋼難回收和環(huán)境污染等［3-6］。由于不銹鋼具有自防腐性能和良好的力學(xué)性能，國(guó)外已采用不銹鋼制作汽車(chē)結(jié)構(gòu)件，主要是304（0Cr18Ni8）奧氏體不銹鋼［7-10］。但奧氏體不銹鋼含有大量的鎳，價(jià)格昂貴，不能大量使用。Cr13型鐵素體不銹鋼合金化程度低，不含或含少量Ni，具有顯著的成本優(yōu)勢(shì)，被認(rèn)為是替代涂層鋼的理想材料。然而采用傳統(tǒng)工藝生產(chǎn)的這類(lèi)不銹鋼的強(qiáng)度偏低，不能滿(mǎn)足汽車(chē)用鋼的高強(qiáng)度需求，必須對(duì)其進(jìn)行強(qiáng)化處理。

筆者曾采用一種新的熱處理工藝，即淬火-配分（quenching and partitioning，Q＆P）工藝［11-12］對(duì)Cr13型不銹鋼進(jìn)行強(qiáng)化處理，使其強(qiáng)度得到了顯著提高［13］。采用傳統(tǒng)的淬火-回火工藝處理的材料存在強(qiáng)度高、塑性差的缺點(diǎn)，但Q＆P工藝能使材料在獲得高強(qiáng)度的同時(shí)，還能通過(guò)殘留奧氏體的TRIP（相變誘導(dǎo)塑性）效應(yīng)改善塑性［14］。根據(jù)Q＆P工藝原理，中斷淬火過(guò)程的溫度是非常重要的參數(shù)，將直接影響馬氏體的生成及殘留奧氏體的含量，進(jìn)而影響材料的組織和性能，因此很有必要對(duì)其進(jìn)行研究。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用材料為典型的低鉻鐵素體不銹鋼冷軋板，厚度1.5 mm，經(jīng)800℃ ×10 min退火處理，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the investigated steel（mass fraction）%

采用德國(guó)STA 449 CXC型綜合熱分析儀測(cè)得試驗(yàn)用鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度Ms約為325℃。Q＆P工藝過(guò)程為：首先將試樣加熱至930℃保溫3 min奧氏體化，然后置于不同溫度的鹽浴中淬火10～15 s，再快速置于500℃鹽浴中保溫1 min進(jìn)行配分處理，水冷至室溫。中斷淬火的溫度分別為20、150、200、225、250、275和300℃。

熱處理后制備金相試樣，采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15%的FeCl3溶液侵蝕。采用Nova NanoSEM 430型掃描電子顯微鏡（SEM，scanning electron microscope）觀(guān)察顯微組織；采用X’Pert Pro MPD型X射線(xiàn)衍射儀（XRD，X-ray diffractometer）進(jìn)行物相分析；采用MDI Jade 5.0分析軟件統(tǒng)計(jì)殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；按GB／T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，在Zwick／Roell Z100型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為2 mm／s，橫向試樣，標(biāo)距為50 mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 顯微組織

圖1為試驗(yàn)鋼退火態(tài)的顯微組織。圖2為淬火至不同溫度隨后500℃配分處理和水冷的鋼的SEM照片。圖2表明：不同熱處理狀態(tài)的鋼具有相似的組織特征，即塊狀晶粒周?chē)偳队嗅樒瑺罱M織，塊狀晶粒為鐵素體，針片狀組織為馬氏體，馬氏體呈“島嶼”狀，尺寸為數(shù)微米至數(shù)十微米。這些馬氏體形成于鐵素體邊界，并向鐵素體晶內(nèi)生長(zhǎng)，使許多鐵素體晶界具有內(nèi)凹的特征。

圖1 試驗(yàn)鋼的退火態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructure of the investigated steel after annealing

整體上看，淬火冷卻至不同溫度隨后配分處理的鋼的組織差別不大。例如，與其他熱處理狀態(tài)相比，在20℃中斷淬火的鋼，其“馬氏體島”的數(shù)量較多，分布較密集，如圖2（a）所示；隨著中斷淬火冷卻溫度的升高，組織變化趨勢(shì)相反，“馬氏體島”數(shù)量減少，尺寸增大，分布疏散，如圖2（b，c）所示；當(dāng)中斷淬火冷卻溫度進(jìn)一步升高至300℃時(shí)，“馬氏體島”數(shù)量增加，尺寸減小，分布趨于密集，如圖2（d）所示。

馬氏體為奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。由熱力學(xué)可知，等溫等壓下馬氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力源于馬氏體與奧氏體的體積吉布斯自由能之差。中斷淬火冷卻的溫度越低，馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力越大，所以當(dāng)中斷淬火冷卻的溫度為20℃時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力最大，許多部位可以同時(shí)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，因此圖2（a）的“馬氏體島”數(shù)量較多，分布也較密集。此外，中斷淬火冷卻的溫度為20℃時(shí)，由于溫度較低，不利于“馬氏體島”進(jìn)一步長(zhǎng)大，所以尺寸稍小。

隨著中斷淬火冷卻溫度的升高，一方面，馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力減小，能發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的位置減少，所以圖2（b，c）的“馬氏體島”數(shù)量較少，分布疏散；另一方面，中斷淬火冷卻的溫度升高有利于馬氏體長(zhǎng)大，所以“馬氏體島”尺寸增大。

中斷淬火冷卻的溫度提高至300℃，已接近馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度Ms（325℃），相變驅(qū)動(dòng)力顯著減小，理論上生成的“馬氏體島”數(shù)量減少，尺寸增大，分布疏散，但圖2（d）所示的結(jié)果卻是“馬氏體島”數(shù)量增加，尺寸減小，分布趨于密集。這是因?yàn)樵囼?yàn)材料為不銹鋼，奧氏體穩(wěn)定性好，淬火過(guò)程中易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，所以當(dāng)中斷淬火冷卻的溫度為300℃時(shí)，雖然馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力較小，只有小部分高溫奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（“一次馬氏體”）。但由于鋼的淬透性好，在隨后的冷卻過(guò)程中剩余奧氏體會(huì)繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（“二次馬氏體”），二者在掃描電鏡下難以分辨，在組織中顯示為“馬氏體島”數(shù)量增加，尺寸減小，分布趨于密集。

圖2 淬火至20（a）、150（b）、250（c）和300℃（d）隨后500℃配分處理和水冷的試驗(yàn)鋼的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM micrographs of the investigated steel quenched to 20（a），150（b），250（c），and 300℃（d），then partitioned at 500℃and cooled in water

2.2 殘留奧氏體

圖3為Q＆P處理鋼中殘留奧氏體含量隨中斷淬火冷卻溫度的變化。

圖3 中斷淬火的溫度對(duì)Q＆P處理的試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量的影響Fig.3 Effect of temperature at the time of quenching interruption on retained austenite content in the investigated steel quenched and partitioned

由圖3可見(jiàn)，隨著中斷淬火冷卻溫度的升高，鋼中殘留奧氏體含量先增加后減少。當(dāng)中斷淬火溫度為20℃時(shí)，鋼中殘留奧氏體含量非常少（＜1%，體積分?jǐn)?shù)，下同）；隨著中斷淬火溫度的升高，殘留奧氏體含量逐漸增加；在200～250℃中斷淬火的鋼的殘留奧氏體含量最高（4.5%～5.5%），之后隨著中斷淬火溫度的升高，殘留奧氏體含量減少。

這是由于當(dāng)中斷淬火冷卻的溫度較低時(shí)，多數(shù)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（“一次馬氏體”），馬氏體數(shù)量多，雖然馬氏體能為周?chē)崔D(zhuǎn)變的奧氏體提供足夠的碳、氮，使其保留至室溫，但由于未轉(zhuǎn)變的奧氏體數(shù)量不多，最終組織中的殘留奧氏體含量不高。

相反，當(dāng)中斷淬火冷卻的溫度過(guò)高時(shí)，雖然未轉(zhuǎn)變奧氏體很多，但由于生成的馬氏體量少，向周?chē)崔D(zhuǎn)變奧氏體提供穩(wěn)定化元素的數(shù)量有限，在冷卻至室溫時(shí)，這些未轉(zhuǎn)變的奧氏體多數(shù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（“二次馬氏體”），所以殘留奧氏體含量不高，只有在某一溫度中斷淬火的鋼具有適量的馬氏體和未轉(zhuǎn)變奧氏體。

2.3 力學(xué)性能

圖4為Q＆P處理的鋼的強(qiáng)度和塑性隨中斷淬火冷卻溫度的變化?？梢钥闯?，經(jīng)過(guò)Q＆P處理，鋼的抗拉強(qiáng)度提高到了780 MPa以上（常規(guī)退火態(tài)鋼的抗拉強(qiáng)度一般不超過(guò)500 MPa），顯然這是馬氏體相變強(qiáng)化的結(jié)果。

此外，隨著中斷淬火冷卻溫度的升高，鋼的強(qiáng)度先降低后升高，而斷后伸長(zhǎng)率則是先升高后降低。這是因?yàn)楫?dāng)中斷淬火冷卻的溫度較低或較高時(shí)，材料狀態(tài)近似傳統(tǒng)的淬火-回火態(tài)，表現(xiàn)為高強(qiáng)度和低塑性；隨著中斷淬火冷卻溫度的升高，Q＆P工藝的優(yōu)勢(shì)顯現(xiàn)出來(lái)，即在略微犧牲強(qiáng)度的同時(shí)顯著改善塑性［15］。如圖4所示，中斷淬火冷卻溫度為20℃時(shí)（相當(dāng)于傳統(tǒng)的淬火-回火），鋼的斷后伸長(zhǎng)率約為16%，隨著中斷淬火冷卻溫度的升高，鋼的斷后伸長(zhǎng)率可提高至20%以上。對(duì)比圖4和圖3可以發(fā)現(xiàn)，斷后伸長(zhǎng)率最高的鋼，其中斷淬火冷卻的溫度恰好與殘留奧氏體含量最高的鋼的中斷淬火溫度一致，說(shuō)明塑性的改善與殘留奧氏體含量有關(guān)。研究表明［16-18］：殘留奧氏體具有TRIP效應(yīng)，在較高的應(yīng)力應(yīng)變狀態(tài)下會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，有效緩解局部應(yīng)力集中，推遲裂紋的形成和縮頸的發(fā)生，改善變形性能。

圖4 中斷淬火的溫度對(duì)Q＆P處理的試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響Fig.4 Effect of temperature at the time of quenching interruption on mechanical properties of the investigated steel quenched and partitioned

3 結(jié)論

（1）經(jīng)淬火-配分處理的低鉻鐵素體不銹鋼組織由鐵素體、馬氏體和少量殘留奧氏體組成，強(qiáng)度顯著提高。

（2）在20～300℃中斷淬火冷卻的低鉻鐵素體不銹鋼，Q＆P處理后的組織相似，但殘留奧氏體含量不同。中斷淬火冷卻的溫度較低或較高的鋼殘留奧氏體含量均較少（＜1%）；而在200～250℃中斷淬火的鋼殘留奧氏體含量最高（約5%）。

（3）隨著殘留奧氏體含量的增加，鋼的塑性改善，因此低鉻鐵素體不銹鋼Q＆P處理的最佳中斷淬火冷卻溫度為200～250℃，斷后伸長(zhǎng)率可從16%提高至20%以上。