馮樹(shù)明，萬(wàn)德成，胡進(jìn)朋，李 杰

（華北理工大學(xué) 冶金與能源學(xué)院，河北 唐山 063210）

為滿足汽車輕量化的要求，增加高強(qiáng)鋼在汽車制造中的占比是一種有效的方式。但隨著材料強(qiáng)度的增加往往導(dǎo)致其塑性下降，降低了車輛的安全性，因此汽車用鋼在追求高強(qiáng)度的同時(shí)還要兼顧塑性的要求。Speer等[1]提出的QP工藝，通過(guò)配分控制C的擴(kuò)散和富集獲得大量亞穩(wěn)態(tài)的殘留奧氏體，利用殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)改善塑性，合理調(diào)控軟硬相比例、分布，可以獲得優(yōu)異的強(qiáng)塑性配合，能夠滿足第3代汽車用鋼的需求。

相比完全奧氏體化后進(jìn)行配分處理（FQP）獲得馬氏體和殘留奧氏體的雙相組織，采用部分奧氏體化后再進(jìn)行配分熱處理（IQP）獲得鐵素體、馬氏體和殘留奧氏體的多相組織，這種多相組織鋼的塑性改善明顯，強(qiáng)塑積更高[2]。對(duì)于普通低Mn（Mn含量低于2%）系QP鋼，由于奧氏體穩(wěn)定化元素C、Mn含量偏低，配分熱處理后殘留奧氏體的含量不高，難以大幅提高材料的綜合力學(xué)性能。有研究表明[3-4]，增加QP鋼中的Mn含量，可以明顯提高殘留奧氏體含量，且細(xì)化組織，使得強(qiáng)度和塑性明顯提高。配分溫度直接影響馬氏體內(nèi)碳原子向未轉(zhuǎn)變奧氏體中擴(kuò)散的速率，同時(shí)也會(huì)影響配分階段的碳分配競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制，進(jìn)而決定了殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)和穩(wěn)定性[5-7]，最終影響QP鋼的強(qiáng)度和塑韌性匹配。QP鋼中添加微合金元素Nb可以細(xì)化晶粒，縮短C的擴(kuò)散距離，有利于增加殘留奧氏體穩(wěn)定性而增加強(qiáng)塑積[8]。因此，本文設(shè)計(jì)了成分為0.2C-2.96Mn-1.73Si-0.04Nb的QP鋼，采用IQP熱處理工藝獲得多相組織，研究配分溫度對(duì)組織演變和力學(xué)性能的影響規(guī)律，并對(duì)拉伸變形過(guò)程中的加工硬化行為進(jìn)行分析。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)鋼采用真空感應(yīng)爐冶煉，鑄錠被鍛造成厚度為40 mm的矩形坯料。熱軋坯料在1230℃加熱爐中保溫，隨后使用350熱軋機(jī)進(jìn)行6道次軋制。采用兩階段控制軋制，嚴(yán)格控制軋制溫度，確保終軋溫度為870℃，熱軋后鋼板厚度為4.5 mm，然后空冷至室溫。熱軋板經(jīng)550℃回火1 h后通過(guò)酸洗去除氧化鐵皮，在四輥冷軋?jiān)囼?yàn)機(jī)上進(jìn)行冷軋，總壓下量為66.7%，最終冷軋板厚為1.5 mm。使用Thermo-Cale熱力學(xué)軟件計(jì)算試驗(yàn)鋼的A1和A3溫度分別為653℃和806℃。

在冷軋板上沿軋向切取熱處理試樣，根據(jù)A1、A3確定IQP熱處理工藝，如圖1所示。熱處理試樣首先在770℃的箱式爐中保溫10 min，取出后立即淬入150℃的鹽浴中保溫10 s，然后分別放入溫度為300、350、400和450℃的鹽浴中保溫5 min，取出試樣后水淬至室溫。

圖1 Q&P工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of the Q&P process

將熱處理后的試驗(yàn)鋼加工成拉伸試樣，標(biāo)距為25 mm，使用SUNS5305電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm/min。在熱處理試樣上切取尺寸為5 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)砂紙打磨、機(jī)械拋光、采用體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精腐蝕后，在FEI Quanta 650場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上觀察顯微組織。切取尺寸為10 mm×10 mm的XRD試樣，經(jīng)砂紙打磨、機(jī)械拋光后再經(jīng)10%（體積分?jǐn)?shù)）高氯酸酒精溶液電解拋光，使用D8 ADVANCE X射線衍射儀對(duì)鋼中奧氏體和鐵素體的衍射峰進(jìn)行檢測(cè)，計(jì)算殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)和碳含量。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 配分溫度對(duì)顯微組織的影響

圖2為不同配分溫度下試驗(yàn)鋼的SEM圖像。由圖2可知，室溫下的組織主要由鐵素體（F）、馬氏體和殘留奧氏體（RA）構(gòu)成。鐵素體多呈等軸狀或長(zhǎng)條狀，分布均勻，大部分尺寸在1μm左右。馬氏體分為回火馬氏體（TM）和新生馬氏體（M2）。回火馬氏體尺寸較大，主要由淬火階段形成的一次馬氏體（M1）回火形成。新生馬氏體未回火，呈塊狀分布在組織內(nèi)，尺寸小于回火馬氏體。殘留奧氏體多為白亮的塊狀，大部分尺寸小于1μm。

300℃配分時(shí)，新生馬氏體的含量較高，如圖2（a）所示。尺寸較大的一次馬氏體未觀察到明顯的回火特征。配分溫度為350℃時(shí)（見(jiàn)圖2（b）），新生馬氏體的含量有所降低，另外，一次馬氏體發(fā)生了明顯的回火。400℃配分時(shí)（見(jiàn)圖2（c）），由于溫度升高，新生馬氏體的含量降低，一次馬氏體的回火程度明顯增加，板條逐漸粗化合并。450℃配分時(shí)（見(jiàn)圖2（d）），新生馬氏體的含量較少，一次馬氏體的回火程度更加嚴(yán)重，板條形貌消失，同時(shí)觀察到白色細(xì)小的碳化物彌散析出。

圖2 不同配分溫度下試驗(yàn)鋼的SEM圖Fig.2 SEM images of the tested steel at different partitioning temperatures

2.2 配分溫度對(duì)殘留奧氏體的影響

圖3為不同配分溫度下試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)和碳含量。隨配分溫度的升高，殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)先升高后降低。300℃配分后獲得的殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)最低，而400℃配分后殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)最高。殘留奧氏體中的碳含量則隨配分溫度升高不斷增加。

圖3 不同配分溫度下試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)和碳含量Fig.3 Volume fraction and carbon content of retained austenite in the tested steel at different partitioning temperatures

配分溫度為300℃時(shí)，由于配分溫度較低，碳在未轉(zhuǎn)變奧氏體中的擴(kuò)散速率較慢，奧氏體中能夠富集的碳含量偏低。擴(kuò)散慢也導(dǎo)致M/A界面處未轉(zhuǎn)變奧氏體一側(cè)的碳含量較高，而距離界面較遠(yuǎn)處未轉(zhuǎn)變奧氏體區(qū)域碳含量偏低。碳含量偏低，均勻化程度不夠，導(dǎo)致室溫下穩(wěn)定存在的殘留奧氏體含量最少。隨著配分溫度的提高，碳的擴(kuò)散速率增加，未轉(zhuǎn)變奧氏體中富集的碳原子逐漸增多，而且均勻化程度增加，更多的奧氏體被保留下來(lái)。配分溫度為400℃時(shí)，殘留奧氏體含量達(dá)到13.66%，平均碳含量也顯著增加。450℃配分時(shí)，碳在馬氏體和奧氏體中的擴(kuò)散速率最高，但由于馬氏體內(nèi)碳化物析出動(dòng)力增加，固定了部分碳原子，導(dǎo)致擴(kuò)散到未轉(zhuǎn)變奧氏體中碳原子數(shù)量減少，不利于穩(wěn)定殘留奧氏體[9]。此外，由于配分溫度較高，未轉(zhuǎn)變奧氏體更易發(fā)生分解，析出碳化物[7]、轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w[5，10-11]均會(huì)降低殘留奧氏體的含量。

2.3 配分溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖4為不同配分溫度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。隨著配分溫度的升高，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸下降，屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均先增大后減小。由于試驗(yàn)鋼采用較低的奧氏體化溫度，配分處理后獲得超細(xì)化的鐵素體、馬氏體和殘留奧氏體的混合組織，細(xì)晶強(qiáng)化作用明顯，使得試驗(yàn)鋼均獲得較高的強(qiáng)度。400℃配分時(shí)，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度為1444 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到20.13%，強(qiáng)塑積達(dá)到29 GPa·%，力學(xué)性能最佳。

圖4 不同配分溫度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of the tested steel at different partitioning temperatures

配分溫度為300℃時(shí)，組織內(nèi)存在大量的新生馬氏體，殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)最低且穩(wěn)定性較差，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度最高，伸長(zhǎng)率最低。350℃配分，殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)有所增加，穩(wěn)定性進(jìn)一步提高，伸長(zhǎng)率升高。新生馬氏體的含量減少，同時(shí)一次馬氏體的回火程度增加，使試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度降低。配分溫度為400℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)最大，對(duì)塑性貢獻(xiàn)明顯提高。同時(shí)隨著配分溫度的升高，一次馬氏體的回火程度增加，固溶的碳原子減少，馬氏體基體軟化從而改善塑性。一次馬氏體的回火效果也會(huì)提高屈服強(qiáng)度，因此試驗(yàn)鋼獲得了最大屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率，但抗拉強(qiáng)度略有降低。450℃配分時(shí)，由于配分溫度較高，回火效果更加明顯，使得強(qiáng)度降低?；鼗鹦?yīng)可以進(jìn)一步改善塑性，但由于殘留奧氏體含量的降低，塑性反而下降。

圖5為不同配分溫度下試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線。低溫配分（300、350℃）時(shí)，最終淬火階段形成的新生馬氏體含量較高，由于馬氏體相變產(chǎn)生體積膨脹會(huì)對(duì)鄰近鐵素體造成擠壓，導(dǎo)致鐵素體內(nèi)產(chǎn)生大量幾何必須位錯(cuò)（GND）[12-13]，這些可動(dòng)位錯(cuò)致使屈服在較低應(yīng)力下出現(xiàn)，降低屈服點(diǎn)。因此，配分溫度低于400℃時(shí)，屈服強(qiáng)度較低，而且工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線表現(xiàn)為拱形連續(xù)屈服，類似于典型DP鋼的拉伸曲線。400℃配分時(shí)，一次馬氏體的回火程度增大，碳化物析出阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到了析出強(qiáng)化的作用，另外新生馬氏體的含量降低使試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度升高，達(dá)到最大值。450℃配分時(shí)，過(guò)高的配分溫度削弱了析出強(qiáng)化的作用，使試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度下降。不同于低溫配分的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線，高溫配分（400、450℃）時(shí)，試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線出現(xiàn)鋸齒流變現(xiàn)象。

圖5 不同配分溫度下試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Engineering stress-strain curves of the tested steel at different partitioning temperatures

圖6為試驗(yàn)鋼加工硬化率的變化規(guī)律。由圖6可知，經(jīng)過(guò)不同配分溫度處理試驗(yàn)鋼的加工硬化率明顯不同。高溫配分（400、450℃）試驗(yàn)鋼的加工硬化率可以分為3個(gè)階段：①在變形初期快速下降階段；②加工硬化率緩慢增加，且出現(xiàn)明顯波動(dòng)；③緩慢降低階段。低溫配分（300、350℃），試驗(yàn)鋼的加工硬化速率沒(méi)有第②階段，呈現(xiàn)明顯的兩階段。而且，配分溫度越低，變形初始階段的加工硬化率越高。

圖6 不同配分溫度下試驗(yàn)鋼的加工硬化率曲線Fig.6 Work hardening rate curves of the tested steel at different partitioning temperatures

加工硬化率變化的第一階段主要與鐵素體內(nèi)的位錯(cuò)滑移有關(guān)[14-15]。配分溫度越低，試驗(yàn)鋼中馬氏體含量越高，變形主要集中在鐵素體，內(nèi)部大量可動(dòng)位錯(cuò)快速增殖，位錯(cuò)交割阻力明顯增加，提高加工硬化率。第二階段主要與亞穩(wěn)殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)有關(guān)[16-18]。隨應(yīng)變的增加，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，提高加工硬化率。低溫配分（300、350℃）時(shí)，鋼中殘留奧氏體的穩(wěn)定性較差，相變初期快速轉(zhuǎn)變?yōu)橛蚕囫R氏體，隨應(yīng)變?cè)黾?，加工硬化能力不斷降低，因此沒(méi)有明顯的第二階段。高溫配分（400、450℃）時(shí)，第二階段加工硬化率呈現(xiàn)明顯的波動(dòng)，這應(yīng)該與殘留奧氏體的不連續(xù)轉(zhuǎn)變相關(guān)。400℃配分時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的含量最高，穩(wěn)定性增加，在第二階段加工硬化率波動(dòng)也最明顯，表明具有更持久的加工硬化能力，試驗(yàn)鋼獲得了最佳的均勻變形能力，這也是試驗(yàn)鋼塑性最高的主要原因。而450℃配分時(shí)，鋼中殘留奧氏體的含量明顯降低，限制了TRIP效應(yīng)的發(fā)揮，導(dǎo)致第二階段的應(yīng)變范圍縮小。第三階段，殘留奧氏體基本轉(zhuǎn)變完成，TRIP效應(yīng)對(duì)加工硬化的影響可以忽略，變形集中在鐵素體和馬氏體中，加工硬化能力減弱，因此加工硬化率不斷降低。

3 結(jié)論

1）對(duì)0.2C-2.96Mn-1.73Si鋼進(jìn)行IQP處理后，室溫組織主要由超細(xì)化鐵素體、馬氏體和殘留奧氏體構(gòu)成。隨配分溫度的升高，一次馬氏體的回火程度不斷增加。配分溫度升高導(dǎo)致碳在奧氏體內(nèi)的擴(kuò)散速率增加，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的含量不斷升高，400℃配分時(shí)含量達(dá)到最高。配分溫度升高到450℃，殘留奧氏體含量反而下降，這可能是由于馬氏體內(nèi)析出碳化物降低，可擴(kuò)散的碳原子以及殘留奧氏體發(fā)生分解導(dǎo)致。

2）隨配分溫度的升高，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸下降，屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均先增大后減小。配分溫度越低，試驗(yàn)鋼中馬氏體含量越高，殘留奧氏體穩(wěn)定性越差，初始變形階段加工硬化率越高，但隨應(yīng)變?cè)黾硬粩嘟档?。增加配分溫度，殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)顯著增加，加工硬化率先下降后緩慢上升，然后再降低。配分溫度為400℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體的含量最高，穩(wěn)定性增強(qiáng)，能夠提供持久的加工硬化，試驗(yàn)鋼獲得了最高的均勻變形能力，抗拉強(qiáng)度為1444 MPa，伸長(zhǎng)率為20.13%，強(qiáng)塑積達(dá)到29 GPa·%，綜合力學(xué)性能最佳。