艾 琳，官計(jì)生,3，劉 曼，徐 光

(1. 武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學(xué)鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；3. 寶鋼股份中央研究院武漢分院(武鋼有限技術(shù)中心)，湖北 武漢，430080)

淬火-配分(quenching and partitioning，Q&P)工藝是將鋼材經(jīng)奧氏體化后，淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)和結(jié)束溫度(Mf)之間的某一溫度，并于此溫度或高于此溫度下進(jìn)行等溫碳配分處理，最終得到貧碳馬氏體、富碳馬氏體和少量殘余奧氏體的混合組織。相比于傳統(tǒng)回火馬氏體鋼，Q&P鋼兼具良好的強(qiáng)度和塑韌性，符合汽車產(chǎn)業(yè)輕量化的發(fā)展趨勢(shì)，具有廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。

Q&P工藝自提出以來備受關(guān)注，目前的研究主要集中于不同Q&P處理工藝下高強(qiáng)鋼的組織演變[4-5]、殘余奧氏體調(diào)控[6]和力學(xué)性能[7]等方面。除工藝條件外，合金元素對(duì)Q&P鋼的顯微組織和機(jī)械性能也有顯著影響。陳連生等[8]以低碳Si-Mn鋼(成分為0.17C-1.58Si-1.83Mn)為研究對(duì)象，結(jié)果顯示，Mn元素可以降低鋼的臨界淬火速度，冷卻時(shí)增加奧氏體穩(wěn)定性，從而抑制奧氏體分解；Kim等[9]研究了Si元素添加對(duì)1.0C-1.0Mn-0.11Al鋼組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果顯示，Si元素可固溶于奧氏體，抑制滲碳體形成，在配分過程中能起到穩(wěn)定奧氏體的作用。但實(shí)際生產(chǎn)中，高錳高硅鋼表面易形成SiO2、MnO和Si/Mn復(fù)合氧化物，影響鋼板的可鍍性[10]。為此，本研究用鋼僅加入了少量Si，以滿足工業(yè)生產(chǎn)鋼板的可鍍性要求。此外，一些強(qiáng)碳化物形成元素如Nb、Ti、V、Mo等，可通過細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化的作用，進(jìn)一步提高高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能[11-13]。

為此，本文以某鋼廠生產(chǎn)的Ti-Mo鋼為研究對(duì)象，該鋼種以微量Ti、Mo元素來替代Nb、V等元素，在降低成本的同時(shí)，起到析出強(qiáng)化及細(xì)晶強(qiáng)化的作用，對(duì)比研究了傳統(tǒng)淬火-回火(QT,quenching and tempering)和Q&P工藝對(duì)鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響，以期為該鋼種的工業(yè)化生產(chǎn)提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用鋼為熱連軋帶鋼，其化學(xué)成分如表1所示。利用MUCG83軟件，繪制得到實(shí)驗(yàn)鋼的CCT曲線如圖1所示，計(jì)算得到實(shí)驗(yàn)鋼的A3(鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變溫度)、Ms分別為788、356℃，故將實(shí)驗(yàn)鋼的奧氏體化溫度設(shè)定為880 ℃，淬火溫度為250 ℃，配分溫度選取為310 ℃(Ms以下)。此外，為避免淬火過程中發(fā)生高溫相變，淬火速率設(shè)定為20 ℃/s。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(wB/%)

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼的CCT曲線

將熱處理試樣制成金相試樣，經(jīng)打磨、拋光和腐蝕后，利用Nova Nano SEM400型掃描電鏡(SEM)觀察試樣組織的微觀形貌，工作電壓為20 kV。利用JEM-2100UHR型透射電鏡(TEM)及配備的能譜儀(EDS)對(duì)試樣的微觀結(jié)構(gòu)和析出相進(jìn)行表征，制樣方法為：將熱處理試樣線切割成0.5 mm厚的薄片，機(jī)械減薄至0.1 mm，電解雙噴至不超過30 μm。利用Bruker D8 Advance 型X射線衍射儀(XRD)測(cè)定試樣組織中殘余奧氏體含量。在Instron 3382萬能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行微拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸試樣為啞鈴狀，總長(zhǎng)度為12 mm，標(biāo)距長(zhǎng)度為6 mm、寬度為1.2 mm、厚度為1 mm。參照GB/T 229—2007，將熱處理試樣加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的夏比U型缺口沖擊試樣，測(cè)定其在-40 ℃下的沖擊吸收功，取U型缺口位于試樣中心對(duì)稱位置的試樣，重復(fù)三次取平均值作為最終結(jié)果。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱膨脹曲線

兩步Q&P工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼的膨脹量-溫度曲線如圖2(a)所示，配分過程中膨脹量相對(duì)變化-時(shí)間曲線見圖2(b)。由圖2(a)可見，當(dāng)溫度從Ms點(diǎn)降至淬火溫度(250 ℃)的過程中，實(shí)驗(yàn)鋼組織發(fā)生明顯的馬氏體轉(zhuǎn)變，重新加熱后，試樣再次發(fā)生熱膨脹。配分過程中，試樣中發(fā)生以下反應(yīng)：①馬氏體中過飽和碳向奧氏體中擴(kuò)散；②碳化物析出；③奧氏體分解成碳化物或馬氏體/貝氏體等，這些反應(yīng)可能同時(shí)發(fā)生或按一定順序發(fā)生。一般而言，碳含量為0.15%～0.41%的鋼中，由碳配分引起的試樣長(zhǎng)度變化小于0.03%[14]，即由此引起的試樣膨脹量非常小，而一次馬氏體回火過程中碳化物析出會(huì)導(dǎo)致試樣體積收縮[15]，由此可見，配分過程中試樣膨脹量增加的主要因素為貝氏體或馬氏體轉(zhuǎn)變。

(a)膨脹量-溫度曲線 (b)膨脹量相對(duì)變化-時(shí)間曲線

由圖2(b)可見，配分過程中，試樣的膨脹量相對(duì)變化隨著時(shí)間的延長(zhǎng)連續(xù)緩慢增加，約在1500 s后，試樣膨脹量相對(duì)變化不再明顯增加。馬氏體相變速度是極快的，而在配分過程中，試樣膨脹量增加緩慢，研究發(fā)現(xiàn)，在Ms以下保溫時(shí)，馬氏體有誘發(fā)貝氏體轉(zhuǎn)變的效果，并且預(yù)先轉(zhuǎn)變的馬氏體量越多，對(duì)隨后貝氏體轉(zhuǎn)變的加速作用越大[16-17]，由此可以推斷，配分過程中試樣膨脹量的增加主要來自于貝氏體轉(zhuǎn)變。

2.2 顯微組織

圖3為不同工藝處理后試樣的SEM照片。由圖3可見，傳統(tǒng)回火處理后試樣的基體組織為回火馬氏體(TM)，基體上有少量碳化物析出；經(jīng)Q&P工藝處理后，試樣組織均由一次馬氏體(TM)、二次馬氏體(FM)、碳化物和少量貝氏體(B)組成。一次馬氏體呈板條狀，并且部分區(qū)域板條邊界模糊，板條合并、粗化并伴隨著邊界消失，這是因?yàn)轳R氏體在配分過程中類似于傳統(tǒng)回火過程，馬氏體板條會(huì)發(fā)生回復(fù)，其中小角度板條可能移動(dòng)[18]，受長(zhǎng)時(shí)間保溫的影響，馬氏體和奧氏體相界面可能會(huì)遷移[19],因此，隨著配分時(shí)間的延長(zhǎng)，馬氏體板條向回火態(tài)轉(zhuǎn)變，板條邊緣逐漸變得模糊; 二次馬氏體呈塊狀，一般認(rèn)為其是在最終冷卻階段由不穩(wěn)定的殘余奧氏體分解而形成的；少量貝氏體則是配分階段部分殘留奧氏體分解形成的。此外，Q&P工藝處理后試樣中析出的碳化物數(shù)量較多，原因是配分溫度較高，加速了碳原子的擴(kuò)散，使得碳化物析出相的數(shù)量增加，由此看來，Ti-Mo鋼中大部分碳化物是在配分過程中形成的。

(a)QT-880-20-200試樣 (b)Q&P-880-310試樣 (c)Q&P-880-250-310試樣

圖4所示為不同Q&P工藝處理后試樣的XRD圖譜，可以看出，試樣中并未發(fā)現(xiàn)奧氏體峰。這是因?yàn)閷?shí)驗(yàn)用鋼的硅含量較低(僅為0.30%)，對(duì)碳化物析出的抑制作用較弱，在碳化物析出后，未轉(zhuǎn)變奧氏體中有效碳原子數(shù)量降低，未轉(zhuǎn)變奧氏體熱力學(xué)穩(wěn)定性下降，加速奧氏體在配分階段的分解，而剩余未轉(zhuǎn)變的奧氏體在配分后冷卻過程中分解成二次馬氏體，故Q&P工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼組織中并未觀察到殘余奧氏體的存在。鐘寧等[20]在對(duì)0.2C-1.45Mn-1.53Si鋼進(jìn)行兩步Q&P處理時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)配分溫度較高時(shí)，隨著配分時(shí)間從6 s延長(zhǎng)至80 s，組織中碳化物析出數(shù)量增加，殘余奧氏體含量測(cè)定值由4%減少至0，這與本文的研究結(jié)果一致。

圖4 Q&P試樣的XRD圖譜

圖5為不同Q&P工藝處理后試樣的TEM照片及基體中第二相粒子的EDS能譜，可以看出，試樣組織均以回火態(tài)馬氏體為主，測(cè)得Q&P-880-310試樣和Q&P-880-250-310試樣中馬氏體板條平均寬度依次為396±47 nm和326±59 nm，即兩步Q&P工藝處理后試樣中馬氏體板條平均寬度更小，這是因?yàn)槎椒ǖ拇慊饻囟雀?，?10 ℃至250 ℃繼續(xù)淬火過程中可以形成更多細(xì)小的馬氏體板條及其亞結(jié)構(gòu)。此外，有些馬氏體板條邊界經(jīng)配分后變得模糊且板條之間的界面變得彎曲，這歸因于較高溫度下長(zhǎng)時(shí)間等溫過程中相界面發(fā)生遷移。

從圖5還可以觀察到，馬氏體板條邊界處分布著大量針狀和橢圓狀析出相，結(jié)合EDS分析可知，組織中第二相析出物主要為(Ti，Mo)C碳化物粒子。

(a)Q&P-880-310試樣，低倍TEM (b)Q&P-880-310試樣，高倍TEM

(c)Q&P-880-250-310試樣，低倍TEM (d)Q&P-880-250-310試樣，高倍TEM

(e)點(diǎn)1處EDS (f)點(diǎn)2處EDS

2.3 力學(xué)性能

不同工藝處理后試樣的力學(xué)性能如表2所示。由表2可見，經(jīng)傳統(tǒng)QT工藝處理的試樣強(qiáng)度較高但塑性較差，這是因?yàn)樵嚇釉诖慊鹬潦覝剡^程中，會(huì)產(chǎn)生更多細(xì)小的馬氏體板條及其亞結(jié)構(gòu)，其界面均屬于小角度晶界，有利于提高鋼的強(qiáng)度，然而細(xì)小馬氏體板條的錯(cuò)位角較小，拉伸和沖擊過程中裂紋易于傳播與擴(kuò)展，故鋼的塑性相對(duì)較差。而經(jīng)Q&P工藝處理試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均略有降低，但延伸率和低溫沖擊韌性有所提高。這是因?yàn)轳R氏體鋼的強(qiáng)度主要來自于過飽和碳原子的固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化作用，整個(gè)配分過程伴隨著碳原子的擴(kuò)散，由于配分溫度相對(duì)較高，碳原子擴(kuò)散比較充分，馬氏體中碳含量降低，碳的固溶強(qiáng)化作用隨之減弱，鋼的強(qiáng)度降低；另一方面，馬氏體板條中析出的碳化物和奧氏體分解產(chǎn)生的碳化物對(duì)基體產(chǎn)生彌散強(qiáng)化作用，會(huì)增加鋼的抗拉強(qiáng)度；此外，Q&P工藝處理后鋼中會(huì)生成少量彌散分布的貝氏體，而貝氏體相較于馬氏體是軟相，使得鋼強(qiáng)度降低，而其塑韌性則得到改善。有研究表明，在Q&P工藝中引入少量貝氏體可顯著改善材料力學(xué)性能[21-23]。

由表2還可以看出，相比于Q&P-880-310試樣，經(jīng)兩步Q&P工藝處理后所得試樣的抗拉強(qiáng)度略低，但其延伸率和低溫沖擊韌性更佳。這是因?yàn)橐淮务R氏體板條尺寸較小，類似于非常細(xì)小的晶粒，而二次馬氏體(片狀)的尺寸較大，內(nèi)部孿晶取向相同，類似于粗大的晶粒，使得鋼的塑性變差。由于兩步Q&P工藝的淬火溫度更低(250 ℃)，根據(jù)K-M公式[24]，計(jì)算得到該過程生成的一次馬氏體量(超過77%)高于一步淬火工藝形成的一次馬氏體量(小于46%)，配分過程中，一次馬氏體和位錯(cuò)發(fā)生了一定程度的回復(fù)，使組織內(nèi)應(yīng)力和位錯(cuò)等缺陷消除；同時(shí)，相比于一步Q&P工藝，兩步Q&P工藝配分后冷卻過程中形成的二次馬氏體量相對(duì)較少，故Q&P-880-250-310試樣的抗拉強(qiáng)度略低，但其延伸率和沖擊韌性較好。由此可見，一次馬氏體回復(fù)對(duì)鋼塑性和韌性的改善要大于冷卻過程中少量殘余奧氏體分解成二次馬氏體對(duì)塑韌性的降低，宏觀上表現(xiàn)為鋼強(qiáng)度略有降低，但延伸率和低溫沖擊韌性有所增加。

表2 試樣的力學(xué)性能

3 結(jié)論

(1)經(jīng)傳統(tǒng)淬火-回火工藝處理后，Ti-Mo高強(qiáng)鋼組織主要為回火馬氏體，經(jīng)Q&P工藝處理后鋼組織均由一次馬氏體、二次馬氏體、碳化物和少量貝氏體組成。

(2)一步及兩步Q&P工藝處理均能改善Ti-Mo高強(qiáng)鋼的塑韌性，使得其綜合力學(xué)性能優(yōu)于QT工藝處理后Ti-Mo鋼的綜合力學(xué)性能。

(3)經(jīng)兩步Q&P工藝處理后，Ti-Mo高強(qiáng)鋼的綜合力學(xué)性能最好，其抗拉強(qiáng)度、延伸率和-40 ℃低溫沖擊韌性分別達(dá)到了1442 MPa、13.61%和76.3 J。