侯雅青， 張 宇， 于明光， 王靜靜， 楊 麗， 蘇 航

(1. 中國鋼研科技集團(tuán)有限公司 鋼鐵研究總院， 北京 100081；2. 鞍鋼集團(tuán) 北京研究院有限公司， 北京 102209； 3. 鞍鋼集團(tuán) 鋼鐵研究院， 遼寧 鞍山 114021；4. 中國鋼研科技集團(tuán)有限公司 數(shù)字化研發(fā)中心， 北京 100081)

Q&P鋼是一種新型馬氏體鋼，也稱為淬火-配分鋼，具有高強(qiáng)度、高塑(韌)性，在汽車行業(yè)受到廣泛的關(guān)注[1]。美國Colorada州礦校的Gerdemann等[2]首次提出了這種新型工藝，即在含Mn、Si的TRIP鋼基礎(chǔ)上將高碳和中碳含硅鋼進(jìn)行淬火，再在Ms以上一定溫度進(jìn)行等溫。與一般的高強(qiáng)度和超高強(qiáng)度鋼相比，這種鋼價格低廉，主要成分為Fe-C-Mn-Si，但通過Q&P(Quenching and partitioning process)工藝可實現(xiàn)高強(qiáng)度兼韌性的結(jié)合。Q&P鋼的強(qiáng)度在1500 MPa左右，伸長率達(dá)20%以上，強(qiáng)塑性超越第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼(Advanced high strength steel,AHSS)，是第三代AHSS成員之一，具備很高的研究價值和應(yīng)用潛力[3]。

Q&P鋼優(yōu)越的力學(xué)性能主要來自于室溫組織的合理配比，即馬氏體和殘留奧氏體兩相組織。馬氏體主要起到組織強(qiáng)化作用，而殘留奧氏體是一種亞穩(wěn)組織，在一定應(yīng)力應(yīng)變作用下可轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體使硬度增加，同時可通過增加頸縮前均勻變形能力使塑性增加，從而產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))[4-5]。因此目前高強(qiáng)塑性Q&P鋼設(shè)計研究方向主要集中在通過調(diào)整熱處理工藝和元素成分含量獲取高含量比例、高穩(wěn)定性的室溫殘留奧氏體。王亞婷等[6]研究了淬火溫度對中錳Q&P鋼組織和性能的影響，試驗結(jié)果顯示，淬火溫度較低(140 ℃)時，新生馬氏體體積分?jǐn)?shù)最大，因而試驗鋼的抗拉強(qiáng)度最大，當(dāng)淬火溫度較高(200 ℃)時，試驗鋼的殘留奧氏體含量較少，因為強(qiáng)度和伸長率均有所下降，當(dāng)淬火溫度為180 ℃時，試驗鋼的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)最大，綜合力學(xué)性能最好。涂英明等[3]綜述了高強(qiáng)度淬火-配分鋼的研究現(xiàn)狀及發(fā)展方向，指出結(jié)合熱力學(xué)信息對Q&P鋼多組元相進(jìn)行分析，可指導(dǎo)Q&P鋼成分及工藝設(shè)計，對試驗探究和實際生產(chǎn)具有參考價值。萬德成等[7]研究一步配分時間對中碳低合金鋼組織演變和顯微硬度變化的影響，結(jié)果顯示鋼中的殘留奧氏體呈膜狀分布在馬氏體板條間，隨等溫配分時間增加，殘留奧氏體含量增加并達(dá)到8%。

相圖計算(CALPHAD)技術(shù)的實質(zhì)是相圖與熱化學(xué)的計算機(jī)耦合，它基于由熱分析和顯微組織分析等關(guān)鍵試驗以及第一性原理等理論計算方法所得到體系中各物相的晶體學(xué)結(jié)構(gòu)信息和熱力學(xué)性質(zhì)，建立適當(dāng)?shù)臒崃W(xué)模型，通過對熱力學(xué)模型中的參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化得到多元體系的熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫，在此基礎(chǔ)上，進(jìn)一步計算各種形式的多元相圖和熱力學(xué)函數(shù)。將CALPHAD方法與擴(kuò)散動力學(xué)數(shù)據(jù)庫耦合，通過同時求解控制液態(tài)和固態(tài)相變的熱力學(xué)和擴(kuò)散方程，可以實現(xiàn)對多元合金的擴(kuò)散析出行為模擬。CALPHAD方法可高效建立材料成分/工藝-組織定量關(guān)系，是材料設(shè)計的重要方法之一[8]。

本文基于CALPHAD方法建立了一套特定成分特定Q&P工藝下的組織轉(zhuǎn)變模型，從而定量預(yù)測室溫殘留奧氏體含量。其中馬氏體轉(zhuǎn)變模型采用Thermo-Calc軟件內(nèi)置的馬氏體相變模型，與Koistinen-Marburger方程相比，該模型的適用范圍更廣[9]。利用該組織轉(zhuǎn)變模型計算所得的殘留奧氏體含量與文獻(xiàn)報道的試驗數(shù)據(jù)基本吻合。進(jìn)一步計算分析了碳、錳元素含量和熱處理制度對AQP980/1180鋼殘留奧氏體含量的影響規(guī)律，為Q&P鋼的成分設(shè)計和工藝優(yōu)化提供理論依據(jù)。

1 熱動力學(xué)原理與計算模型

1.1 Q&P鋼熱處理工藝過程的計算任務(wù)流

Q&P鋼的熱處理工藝-組織演變示意圖如圖1所示[10]。Speer等在提出Q&P熱處理工藝的同時，在2004年還提出了Q&P鋼的熱力學(xué)計算模型-約束條件碳平衡(Constrained carbon paraequilibrium，CCE)模型[11]，提出了碳原子從淬火馬氏體向奧氏體中擴(kuò)散的熱力學(xué)條件的同時，研究碳在熱處理過程中的擴(kuò)散動力學(xué)問題。CCE模型對碳配分過程作如下假設(shè)：①僅碳原子作長程擴(kuò)散；②碳化物析出被完全抑制；③馬氏體/殘留奧氏體的相界面保持固定不動。Edmonds等[10]對0.19C-1.59Mn-1.63Si鋼進(jìn)行Q&P處理后，結(jié)合DICTRA計算和透射電鏡對室溫組織進(jìn)行分析。計算結(jié)果顯示，碳原子約在0.1 s時間內(nèi)就完成由馬氏體分配至奧氏體的過程，殘留奧氏體內(nèi)碳完成均勻化的時間約為10 s。2006年國外研究人員開始引入DICTRA軟件模擬計算配分工藝下碳原子從過飽和鐵素體向鄰近奧氏體中的擴(kuò)散過程[12-15]。周媛等[16]利用DICTRA軟件并結(jié)合Thermo-Calc軟件對成分為0.185C-1.87Mn-1.0Si的TRIP鋼的組織轉(zhuǎn)變和成分分布進(jìn)行了研究。通過對比試驗結(jié)果與模擬計算結(jié)果，模擬值可大致預(yù)測奧氏體長大動力學(xué)曲線的基本趨勢和特征，該結(jié)果對臨界區(qū)處理工藝參數(shù)的優(yōu)化具有指導(dǎo)意義。王曉東[17]基于細(xì)晶強(qiáng)化和彌散析出強(qiáng)化思路，借助Thermo-Calc軟件進(jìn)行合金成分和工藝的設(shè)計，成功開發(fā)出了屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為863 MPa和1020 MPa、斷后伸長率高于20%的高強(qiáng)度TRIP鋼。

圖1 Q&P鋼的熱處理工藝-組織演變示意圖[10]

本工作采用Thermo-Calc軟件和DICTRA軟件耦合計算，構(gòu)建了一套Q&P鋼在熱處理工藝全流程中的組織轉(zhuǎn)變及元素分配模型。該模型包括4個工藝階段，分別為完全奧氏體化階段、一次淬火階段、保溫配分階段和室溫淬火階段[18]。其中，當(dāng)Q&P鋼在完全奧氏體化狀態(tài)下其碳含量為原始合金碳含量，在完全奧氏體化后經(jīng)一次淬火至Ms點與Mf點之間某一溫度時，部分奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體(本文中稱為“一次馬氏體”)，剩余部分為未轉(zhuǎn)變奧氏體(本文中稱為“一次殘留奧氏體”)。由于淬火冷卻過程極快，因此假設(shè)一次馬氏體和一次殘留奧氏體中碳含量相同，即等于原始合金碳含量。隨后在適當(dāng)溫度進(jìn)行適當(dāng)時間的配分保溫處理，此過程中碳原子從一次馬氏體中擴(kuò)散到一次殘留奧氏體中，使得配分完成后一次馬氏體中碳含量將低于原始合金中碳含量，而部分一次殘留奧氏體中的碳含量將高于原始合金中碳含量(稱為“高碳一次殘留奧氏體”)。經(jīng)室溫淬火后剩余的一次殘留奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，而高碳一次殘留奧氏體則大部分穩(wěn)定保存至室溫，計算任務(wù)流下的組織轉(zhuǎn)變模型如圖2 所示。

圖2 Q&P鋼的組織轉(zhuǎn)變模型

1.2 馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)模型

Q&P鋼中亞穩(wěn)的殘留奧氏體相在變形過程中將發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變，產(chǎn)生的TRIP效應(yīng)對綜合力學(xué)性能，特別是塑性的提高具有重要作用。鋼中殘留奧氏體的含量與穩(wěn)定性主要取決于鋼種的成分和熱處理工藝。而兩者的作用機(jī)理均體現(xiàn)在馬氏體的轉(zhuǎn)變動力學(xué)上。因而鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變本構(gòu)模型的建立對計算結(jié)果的準(zhǔn)確性起到至關(guān)重要的作用。

馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的建模工作[9]可以追溯到20世紀(jì)40年代哈里斯和科恩提出的HC模型，該方程推導(dǎo)自4種不同鉻、鎳含量的碳鋼的試驗數(shù)據(jù)：

f=1-6.95×10-15[455-(Ms-T)]5.32

(1)

式(1)中：f為馬氏體的體積分?jǐn)?shù)；Ms為馬氏體的起始溫度；T為淬火溫度。

Fei Huyan等[9]提出，F(xiàn)isher等建立了一個基于成核理論的FHT模型，研究人員采用該公式擬合了HC模型中兩個鋼種的試驗數(shù)據(jù)：

f=1-(qn+1)-m

(2)

式(2)中：q為與晶粒大小有關(guān)的常數(shù)；n為板條馬氏體的數(shù)量；m為與馬氏體單元形狀有關(guān)的常數(shù)。

目前馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)最常用的經(jīng)驗公式是Koistinen-Marburger方程：

f=1-exp[α×(Ms-TQ)]

(3)

式(3)中：f為馬氏體的體積分?jǐn)?shù)；α為與材料體系相關(guān)的一個常量，對于Fe-(0.37～1.1)C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同)二元合金，α=-0.011；TQ為淬火溫度。從公式(3)中可知，過高的TQ溫度會使馬氏體形成含量變少，使得碳配分不夠，則奧氏體含碳量低，室溫穩(wěn)定性差。過低的TQ溫度使一次淬火后殘留奧氏體含量變少，即便配分后含碳量較高，但室溫奧氏體含量較低。因此一定成分的Q&P鋼配合合適的淬火溫度可獲得體積含量最大的殘留奧氏體。

Van Boheman等[19]于2009年提出了計算α數(shù)值的BS模型，該模型的適用范圍為0.26～1.86C、0.1～14.9Ni、0.2～8.7Cr以及微量Mn和Si：

α=-0.0224+0.0107C+0.0007Mn+0.00005Ni+

0.00012Cr+0.0001Mo

(4)

式(4)中：各元素符號表示其質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

1970年，Magee[20]從理論上推導(dǎo)出了板條馬氏體的K-M方程并給出方程的物理意義，其假設(shè)新形成的馬氏體板條的數(shù)量dN與化學(xué)驅(qū)動力ΔG成正比：

dN=φdΔGγ-α′

(5)

式(5)中：φ為常數(shù)；γ和α′分別代表奧氏體和馬氏體。

通過假設(shè)每個板條的平均體積為V，則形成的馬氏體體積分?jǐn)?shù)為：

(6)

Lee等[21]對Koistinen-Marburger方程進(jìn)行了修正，提出了L-T模型，更適用于低馬氏體含量的鋼種，其中建議的使用成分范圍為0.2～1.2C、0～2.1Ni、0～1.12Cr以及微量Mn和Si：

f=1-exp[αLT(Ms-T)n]

(7)

αLT=-0.0231+0.0105C+0.0017Ni-0.0074Cr+

0.0193Mo

(8)

n=1.4304-1.1836C+0.7527C2-0.0258Ni-0.0739Cr+0.3108Mo

(9)

其中：n和αLT為與元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)相關(guān)的變量；各元素符號代表其質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

Skrotzki等[22]于1991年提出了計算馬氏體轉(zhuǎn)變的公式，該公式與碳鋼、高鎳鐵合金、高錳鐵合金、銅合金和鎳鈦形狀記憶合金的試驗數(shù)據(jù)均擬合較好：

(10)

式(10)中：n為與材料相關(guān)的常量。

與其他模型相比，Koistinen-Marburger方程模型使用方便，并對某些低合金鋼的參數(shù)進(jìn)行了多次確定。然而，由于K-M類型的模型是純經(jīng)驗的，確定的參數(shù)只適用于有限的組成范圍。而其他模型大多是從理論上推導(dǎo)出來的，通常作為擬合函數(shù)來應(yīng)用，僅對少數(shù)鋼種確定了參數(shù)，因此大多數(shù)情況下不能精確預(yù)測奧氏體轉(zhuǎn)變過程[9]。

(11)

(12)

(13)

其中：B為材料常數(shù)；f′為先前形成的馬氏體的自催化效應(yīng)增量；A為常數(shù)；ΔGE為過剩驅(qū)動力，即驅(qū)動力在T和Ms處的差值。

1.3 配分?jǐn)U散模型建立與模型校驗

元素的配分?jǐn)U散模型是準(zhǔn)確計算室溫殘留奧氏體含量的另一關(guān)鍵因素。本工作建立的一次馬氏體與一次殘留奧氏體在配分過程的擴(kuò)散模型如圖3所示。該計算模型作如下簡化和假設(shè)：①配分過程中馬氏體和奧氏體的界面會因元素擴(kuò)散而發(fā)生遷移，從而發(fā)生馬氏體到奧氏體的轉(zhuǎn)變；②配分過程中馬氏體和奧氏體簡化為兩個二維板條，元素的擴(kuò)散為一維，兩個板條的寬度分別為一次淬火形成的馬氏體和奧氏體體積分?jǐn)?shù)，配分模型如圖3所示；③室溫殘留奧氏體的含量僅受碳元素富集的影響；④配分后高碳奧氏體板條的寬度為碳元素的擴(kuò)散距離，平均碳含量為碳元素擴(kuò)散區(qū)域的中值，不考慮馬/奧界面處的元素激增數(shù)量；⑤室溫殘留奧氏體的體積=配分后的高碳奧氏體板條寬度×室溫殘留奧氏體剩余體積分?jǐn)?shù)(高碳)+配分后的低碳奧氏體板條寬度×室溫殘留奧氏體剩余體積分?jǐn)?shù)(低碳)。

圖3 一次馬氏體與一次殘留奧氏體在配分過程的擴(kuò)散模型

采用表1所示的試驗鋼化學(xué)成分和表2所示的熱處理工藝作為輸入條件[23]，通過Thermo-Calc軟件、DICTRA軟件、TCFE和MOBFE數(shù)據(jù)庫計算該試驗鋼在此試驗工藝條件下的殘留奧氏體含量，計算結(jié)果如表3所示，試驗鋼合理的一次淬火溫度區(qū)間為320～430 ℃，奧氏體化的臨界溫度Ac3應(yīng)大于813 ℃。通過與文獻(xiàn)[23]報道的試驗數(shù)據(jù)對比可知，試驗鋼的計算奧氏體化溫度與文獻(xiàn)結(jié)果相符合，計算馬氏體轉(zhuǎn)變溫度比文獻(xiàn)數(shù)據(jù)高60 ℃。計算殘留奧氏體含量為4.41%，處于試驗數(shù)據(jù)區(qū)間內(nèi)。因此驗證了該計算模型和任務(wù)流可半定量地預(yù)測Q&P鋼在特定工藝下室溫的殘留奧氏體含量。

表1 模型校驗采用的試驗鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) [23]

表2 模型校驗采用的熱處理工藝[23]

表3 試驗鋼計算結(jié)果與文獻(xiàn)報道的試驗結(jié)果對比

2 熱動力學(xué)計算結(jié)果與討論

2.1 元素含量對熱處理溫度的影響

采用上述驗證后的模型，對AQP980鋼和AQP1180鋼的合理熱處理工藝區(qū)間進(jìn)行分析和預(yù)測。如表4和表5所示，對比AQP980、AQP1180鋼的成分區(qū)間可知，兩種牌號所含元素種類一致，與傳統(tǒng)Q&P鋼的成分區(qū)別在于添加了間隙元素N。AQP1180鋼和AQP980鋼成分設(shè)計的主要區(qū)別在于采取較高的碳和錳元素含量，因此本文統(tǒng)稱為AQP鋼，重點分析了元素C和Mn含量以及熱處理溫度對其相變的影響。

表4 AQP980鋼和AQP1180鋼的標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表5 AQP980鋼和AQP1180鋼的熱處理工藝

圖4所示為計算所得的C、Mn元素含量對AQP鋼奧氏體化溫度的影響規(guī)律。結(jié)果顯示，當(dāng)AQP鋼中的碳元素含量在0～0.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)范圍內(nèi)逐漸增加時，會使其A3溫度大幅下降，最高可下降120 ℃。鋼中小幅增加錳元素含量，也會使其A3溫度下降，當(dāng)碳含量為0.2%時，AQP鋼中錳含量從1.8%增加到2.7%會使其A3溫度下降40 ℃。計算所得的C、Mn元素含量對馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度的影響如圖5所示。碳、錳元素含量的增加會使AQP鋼中的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度和結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度大幅度降低。當(dāng)碳含量在0.1%～0.4%范圍內(nèi)逐漸增加時，AQP鋼中的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度最高可下降100 ℃，馬氏體完成99%轉(zhuǎn)變溫度最高可下降80 ℃。當(dāng)AQP鋼中的錳含量在1.8%～2.7%范圍內(nèi)逐漸增加時，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度最高可下降80 ℃，馬氏體完成99%轉(zhuǎn)變溫度最高可下降60 ℃。

圖4 C、Mn元素含量對AQP鋼A3溫度的影響

圖5 C、Mn元素含量對AQP鋼馬氏體轉(zhuǎn)變溫度的影響

2.2 熱處理工藝對元素配分的影響

C、Mn元素含量和臨界區(qū)淬火溫度對一次淬火后殘留奧氏體含量的影響如圖6所示。從圖6中可知，在固定淬火溫度下，AQP鋼中的碳含量和錳含量增加可使一次殘留奧氏體含量大幅增加；當(dāng)碳、錳元素含量一定時，臨界區(qū)淬火溫度的上升會使一次殘留奧氏體含量大幅增加。

圖6 C、Mn元素含量(a)和臨界區(qū)淬火溫度(b)對AQP鋼一次殘留奧氏體含量的影響

計算不同配分時長對一次馬氏體和一次殘留奧氏體中的碳擴(kuò)散的影響，結(jié)果如圖7所示，橫坐標(biāo)為馬氏體奧氏體擴(kuò)散模型的長度坐標(biāo)。計算結(jié)果顯示，碳元素在1 s內(nèi)可完成界面處的富集，在10 s左右會完成少量的馬氏體轉(zhuǎn)變，與Speer等[11]提出的CCE模型分析結(jié)果一致。此外，馬氏體中的碳原子向奧氏體中擴(kuò)散并均勻化的時間需要102～103s。

圖7 不同配分時間對AQP鋼中碳元素擴(kuò)散距離的影響

2.3 元素含量對殘留奧氏體含量的影響

表6為采用組織轉(zhuǎn)變模型計算所得的不同C、Mn元素含量下，AQP鋼中室溫殘留奧氏體的含量及相變點溫度。從計算結(jié)果可知，在特定的熱處理工藝下，AQP鋼中增加C元素和Mn元素含量，均會使鋼種的A3、Ms和Mf下降，室溫殘留奧氏體的含量會大幅增加。

表6 AQP980、AQP1180鋼的相變點溫度和室溫殘留奧氏體的含量

3 結(jié)論

本文基于CALPHAD方法建立了一套Q&P鋼熱處理工藝全流程的組織轉(zhuǎn)變計算模型，采用文獻(xiàn)報道中的鋼種成分和試驗工藝作為輸入條件，通過Thermo-Calc軟件、DICTRA軟件、TCFE和MOBFE數(shù)據(jù)庫進(jìn)行殘留奧氏體含量計算，從而對計算模型進(jìn)行校驗，進(jìn)一步預(yù)測了元素含量添加對AQP980鋼和AQP1180鋼殘留奧氏體含量的影響，得到如下結(jié)論：

1) 對試驗鋼進(jìn)行相變點和殘留奧氏體含量計算可知，試驗鋼種合理的一次淬火溫度區(qū)間為320～430 ℃，奧氏體化臨界溫度A3應(yīng)大于813 ℃。通過與文獻(xiàn)報道的試驗數(shù)據(jù)對比可知，試驗鋼的計算奧氏體化溫度與文獻(xiàn)結(jié)果相符合，計算馬氏體轉(zhuǎn)變溫度比文獻(xiàn)數(shù)據(jù)高60 ℃左右。在試驗工藝下的計算殘留奧氏體含量為4.41%，與試驗結(jié)果基本吻合。

2) 對AQP980鋼和AQP1180鋼種的相變點和殘留奧氏體含量計算可知，碳、錳元素含量的增加可使鋼種相變點(A3、Ms、Mf)溫度下降；在固定淬火溫度下，鋼中碳含量和錳含量增加可使一次殘留奧氏體含量大幅增加；當(dāng)碳、錳元素含量一定時，一次淬火溫度的上升會使一次殘留奧氏體含量大幅增加。

3) 本工作建立的Q&P鋼熱處理工藝的組織轉(zhuǎn)變模型可半定量地計算鋼的相變點和殘留奧氏體含量，可用于Q&P鋼的熱處理工藝區(qū)間優(yōu)化及組織性能預(yù)測。由于計算模型所采用的馬氏體轉(zhuǎn)變模型具備較廣泛的適用性，因而該組織轉(zhuǎn)變模型具備應(yīng)用于其它成分Q&P鋼種的可行性。