史 娜，劉偉明，劉永剛，詹 華，崔 磊，潘紅波

(1.安徽工業(yè)大學(xué) 冶金減排與資源綜合利用教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，安徽 馬鞍山 243002；2.安徽工業(yè)大學(xué) 冶金工程與資源綜合利用安徽省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，安徽 馬鞍山 243002；3.馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術(shù)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(jīng)問世后，便因其良好的強(qiáng)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(qiáng)鋼的代表，同時(shí)具備TRIP鋼與DP鋼的優(yōu)點(diǎn)，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(qiáng)度來源，而鐵素體和殘留奧氏體在拉伸過程中的TRIP效應(yīng)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(shí)，具有良好的碰撞吸能效果，特別適用于加工汽車結(jié)構(gòu)件、防撞件及內(nèi)部加強(qiáng)板等[3-6]。它的開發(fā)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(lǐng)域的高端產(chǎn)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(xué)成分和熱處理工藝密切相關(guān)，因此，近年來眾多學(xué)者對此展開了大量研究。研究結(jié)果表明，作為Q&P工藝重要參數(shù)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(shù)量和穩(wěn)定性具有重要影響[7-8]。而馬氏體在配分階段的回火，會產(chǎn)生一些細(xì)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?jǐn)?shù)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(shí)容易導(dǎo)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(yàn)致力于探究不同硅含量和淬火溫度對試驗(yàn)鋼顯微組織與力學(xué)性能的影響，試圖為工業(yè)生產(chǎn)中Q&P鋼合金成分的優(yōu)化和熱處理工藝設(shè)計(jì)提供新的思路。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分如表1所示，將其在真空熔煉爐進(jìn)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?jiān)囼?yàn)軋機(jī)上對板坯進(jìn)行軋制，其中軋制次數(shù)為9道次，終軋溫度為860 ℃，目標(biāo)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?jiān)囼?yàn)軋機(jī)上進(jìn)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(nèi)進(jìn)行Q&P處理。試驗(yàn)共選取了3個(gè)不同的淬火溫度，具體工藝方案如圖1所示。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 Q&P工藝流程圖

根據(jù)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》，將Q&P處理過的試樣沿橫向切割成標(biāo)距為50 mm的拉伸試樣，在Zick/Roell Z150萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上采用靜態(tài)拉伸試驗(yàn)測定其力學(xué)性能。同時(shí)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(xué)顯微鏡與飛利浦NANO SEM430場發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行組織觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果

圖2分別為1、2號試驗(yàn)鋼經(jīng)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(yàn)鋼而言，隨著淬火溫度的升高，鐵素體含量并未發(fā)生明顯變化但尺寸略微變細(xì)；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(yàn)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(xì)化且分布更加彌散。原因在于硅對鐵素體再結(jié)晶與奧氏體晶粒形成長大具有一定的機(jī)械阻礙作用，硅含量的提升以及長時(shí)間的退火，使得臨界區(qū)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(xì)化的作用，因此淬火后由原始奧氏體轉(zhuǎn)變而來的馬氏體也更細(xì)。

圖2 經(jīng)不同溫度淬火并配分后1號(a～c)和2號(d～f)試驗(yàn)鋼的顯微組織

為了更加清晰地辨別組織中的精細(xì)結(jié)構(gòu)，對試驗(yàn)鋼的顯微組織進(jìn)行高倍掃描分析。圖3分別為1、2號試驗(yàn)鋼的SEM圖片。由圖3可知，兩種試驗(yàn)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(guī)則多邊形的黑色凹陷相為鐵素體；鐵素體晶粒內(nèi)部細(xì)小而明亮的白點(diǎn)為殘留奧氏體；呈浮凸?fàn)畹南嗍秦愂象w和馬氏體，貝氏體呈較暗的灰白色，而馬氏體存在兩種形態(tài)，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(jīng)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(shí)間的配分導(dǎo)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(yīng)為配分處理后由不穩(wěn)定的奧氏體發(fā)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(yàn)鋼組織中板條馬氏體的數(shù)量逐漸降低而馬奧島的數(shù)量逐漸增加，在280 ℃高溫淬火時(shí)，組織中幾乎無板條馬氏體。此外，當(dāng)淬火溫度為240 ℃和280 ℃ 時(shí)，組織中含有一定量的貝氏體，而260 ℃淬火時(shí)組織中無貝氏體。2號試驗(yàn)鋼在260 ℃淬火時(shí)組織中貝氏體的含量較高，當(dāng)淬火溫度為280 ℃時(shí)，鐵素體和嵌入鐵素體晶粒內(nèi)部的殘留奧氏體數(shù)量明顯增多。

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

圖4為兩種試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能結(jié)果。由圖4可知，相同淬火溫度下，當(dāng)試驗(yàn)鋼中硅含量由1.45%提高至2.13%后，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均得到了大幅度提高。其中1號試驗(yàn)鋼平均屈服強(qiáng)度為389.54 MPa，2號試驗(yàn)鋼的平均屈服強(qiáng)度為459.09 MPa，即平均屈服強(qiáng)度提升了17.85%；平均抗拉強(qiáng)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(yàn)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(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度變化較小，其中屈服強(qiáng)度最大差值分別為20.66 MPa和5.02 MPa，抗拉強(qiáng)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(yàn)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(shí)伸長率最低；而2號試驗(yàn)鋼的伸長率則隨著淬火溫度的升高呈現(xiàn)出先增加后減少的趨勢，在260 ℃淬火時(shí)達(dá)到最大值。就其強(qiáng)度與強(qiáng)塑積兩個(gè)典型指標(biāo)而言，高硅的2號試驗(yàn)鋼顯著優(yōu)于低硅的1號試驗(yàn)鋼，雖然1號 試驗(yàn)鋼在280 ℃淬火時(shí)獲得14.44 GPa·%的強(qiáng)塑積，2號試驗(yàn)鋼在260 ℃淬火時(shí)獲得14.66 GPa·%的強(qiáng)塑積，但是2號試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度較1號試驗(yàn)鋼高近200 MPa。

圖4 經(jīng)不同溫度淬火并配分后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

3 分析與討論

試驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)硅含量由1.45%提升至2.13%后，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)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(cuò)產(chǎn)生彈性交互作用，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使鋼的強(qiáng)度升高[13]。而硅含量越高，α-Fe晶格畸變能越大，增強(qiáng)效果也就越好。同時(shí)，高硅試驗(yàn)鋼中的馬氏體尺寸更細(xì)，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(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度，同時(shí)加大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，增加了變形所需的切應(yīng)力，故而抗拉強(qiáng)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(jì)算出不同淬火溫度下兩種試驗(yàn)鋼殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，又因?yàn)楸敬瓮嘶鹪趦上鄥^(qū)內(nèi)進(jìn)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(yàn)鋼膨脹量與溫度的變化曲線，對曲線拐點(diǎn)做切線，分析可知，1、2號試驗(yàn)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(yīng)成正比，因此可通過杠桿定律得到860 ℃退火時(shí)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(zhuǎn)變產(chǎn)物體積分?jǐn)?shù)；Q%為該溫度范圍內(nèi)奧氏體最大轉(zhuǎn)變量(低碳合金鋼可近似看做100%)；AB、AC為圖5中線段對應(yīng)的膨脹量。

圖5 試驗(yàn)鋼膨脹量隨加熱溫度的變化曲線

通過計(jì)算可知1、2號試驗(yàn)鋼的原始奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為64%與60%，再結(jié)合CCE模型(約束條件碳平衡)即可求出殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨淬火溫度的變化規(guī)律，如圖6所示。模型結(jié)果顯示，兩種試驗(yàn)鋼的最佳淬火溫度分別為286 ℃與280 ℃，因此當(dāng)淬火溫度由240 ℃增至280 ℃后，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)均表現(xiàn)為逐漸增加的趨勢。通過對比可知，高硅2號試驗(yàn)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(qū)奧氏體相變階段中碳在鐵素體中的化學(xué)勢，推動(dòng)其在α-γ相間的擴(kuò)散，使得退火階段中原始奧氏體內(nèi)碳的富集更加充分，穩(wěn)定性更強(qiáng)，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(yàn)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(nèi)部，導(dǎo)致殘留奧氏體無法在應(yīng)力作用下發(fā)揮TRIP效應(yīng)而難以實(shí)現(xiàn)塑性的提高，因此當(dāng)硅含量增加后，試驗(yàn)鋼的伸長率有所下降。

圖6 試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨淬火溫度的變化曲線(配分后)

不同淬火溫度下，兩種試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度變化均不明顯。這是因?yàn)榭估瓘?qiáng)度不僅與淬火后一次馬氏體的含量有關(guān)，還受到殘留奧氏體加工硬化的影響[15]。在低溫淬火時(shí)，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(yīng)不明顯。而隨著淬火溫度的增加，雖然殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)不斷提高，但淬火馬氏體數(shù)量逐漸下降。這兩種效應(yīng)的疊加作用致使抗拉強(qiáng)度隨淬火溫度的改變較小。而試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度主要由鐵素體的數(shù)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(qiáng)度沒有明顯變化。值得注意的是，2號試驗(yàn)鋼所表現(xiàn)出的強(qiáng)度波動(dòng)幅度更為平緩。原因在于，硅含量的增加，提高了試驗(yàn)鋼的回火穩(wěn)定性，其溶于馬氏體中，可降低原子的擴(kuò)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(zhuǎn)變以及碳化物的析出和長大過程都被推遲，增強(qiáng)了試驗(yàn)鋼抗軟化的能力，因此強(qiáng)度整體變化幅度較小[9]。

兩種試驗(yàn)鋼的伸長率隨淬火溫度的變化并不相同。其中1號試驗(yàn)鋼在260 ℃淬火時(shí)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(dǎo)致部分不穩(wěn)定的殘留奧氏體容易在形變初期發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變而削弱了TRIP效應(yīng)。而240 ℃低溫淬火時(shí)，殘留奧氏體的含量雖然略低，但碳的富集更加充分，穩(wěn)定性也最高，使得TRIP效應(yīng)得以充分發(fā)揮，故而伸長率較高。當(dāng)淬火溫度為280 ℃時(shí)，1號試驗(yàn)鋼中含一定量的貝氏體，有效地彌補(bǔ)了因殘留奧氏體穩(wěn)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(yàn)鋼在260 ℃淬火時(shí)獲得最佳伸長率。這是因?yàn)樵摐囟认職埩魥W氏體和貝氏體的含量均較高，對塑性提升有利。而280 ℃淬火時(shí)殘留奧氏體的穩(wěn)定性較差且鐵素體基體內(nèi)部殘留奧氏體的比例較高，這兩個(gè)因素都會對塑性產(chǎn)生不利影響，因此試驗(yàn)鋼的伸長率較低。

4 結(jié)論

1)試驗(yàn)鋼經(jīng)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(dāng)硅含量增加后，組織中鐵素體和馬氏體的尺寸均顯著細(xì)化，晶粒分布更加均勻。隨著淬火溫度的升高，兩種試驗(yàn)鋼組織中鐵素體含量并未發(fā)生明顯變化但尺寸略微變小，而板條馬氏體數(shù)量有所降低，馬奧島的比例有所提高。其中1號試驗(yàn)鋼在260 ℃淬火時(shí)組織中無貝氏體，而2號試驗(yàn)鋼在260 ℃淬火時(shí)貝氏體的含量較多。

2)結(jié)合熱膨脹法與CCE模型對不同淬火溫度下試驗(yàn)鋼殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)的變化規(guī)律進(jìn)行了研究。結(jié)果顯示，硅含量的增加，有利于殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)的提高，當(dāng)淬火溫度由240 ℃增至280 ℃，兩種試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)均呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢。

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