劉 麟， 徐海衛(wèi)， 李紅斌， 韓 赟， 田亞強， 鄭小平， 陳連生

(1. 華北理工大學 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點實驗室， 河北 唐山 063210；2. 首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責任公司 技術(shù)中心， 河北 唐山 063200)

“碳達峰、碳中和”[1]的提出，對汽車減少尾氣排放提出了新的要求。而汽車輕量化是降低尾氣排放的重要舉措。雖然目前汽車制造過程中已經(jīng)大量使用了塑料、鋁合金等低密度材料來降低車身自重，然而鋼鐵結(jié)構(gòu)材料依然是汽車的主要承重部件。因此，提升汽車用鋼的強度與塑性對實現(xiàn)汽車輕量化具有重要意義。

近十年來，汽車用鋼研究已經(jīng)發(fā)展到第三代—低碳合金高強鋼，其合金化程度及綜合力學性能等指標均優(yōu)于第一、二代汽車用鋼，Q&P鋼作為第三代高強鋼的典型代表被廣泛應(yīng)用于汽車領(lǐng)域。

近年來，不斷有研究表明[2-3]在Q&P熱處理工藝中存在的合金元素配分行為，其對殘留奧氏體的含量及穩(wěn)定性起著很大的作用。在Q&P工藝的基礎(chǔ)上，研究人員[4-5]提出了I&Q&P工藝，首先在兩相區(qū)進行保溫使元素向奧氏體中富集，隨后再進行Q&P處理，從而獲得更多穩(wěn)定的殘留奧氏體，而兩相區(qū)加熱溫度會影響奧氏體含量、合金元素的溶解度以及擴散速率等，對Q&P鋼的力學性能產(chǎn)生較大影響[6-7]。因此，研究人員對Q&P鋼制備過程中的兩相區(qū)溫度、配分溫度、保溫時間以及配分時間等各種影響因素做了大量的研究工作[8-11]。眾所周知，在兩相區(qū)保溫過程中，隨著保溫的進行，材料的合金元素會向奧氏體擴散，其合金成分會逐步發(fā)生改變，進而影響奧氏體比例及其內(nèi)部的合金元素含量。因此，保溫時間也會對最終的奧氏體含量產(chǎn)生影響。這就表明在相同的兩相區(qū)加熱溫度，不同的保溫時間，也會使材料的強塑積不同。然而在生產(chǎn)過程中，連續(xù)退火爐的長度是一定的，帶鋼速率也基本恒定，也就是說時間基本恒定。因此，現(xiàn)場更需要以連續(xù)退火工序為工藝背景的Q&P鋼的相關(guān)研究成果。

本文以C-Si-Mn系低碳鋼為研究對象，基于連續(xù)退火工藝(兩相區(qū)均熱保溫+緩冷+快冷至Ms與Mf點之間進行配分)，研究不同兩相區(qū)均熱溫度對連續(xù)退火過程中Q&P鋼組織演變及力學性能的影響，為工業(yè)生產(chǎn)Q&P980高強鋼提供理論支持和技術(shù)指導。

1 試驗材料及方法

試驗用Q&P鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為0.2C、2.0Mn、1.55Si、0.009S、0.010P、0.017Al，余量Fe。通過計算，其Ac1=745 ℃，Ac3=900 ℃，Ms=380 ℃，Mf=170 ℃。試驗鋼在50 kg真空中頻感應(yīng)熔煉爐中熔化后澆鑄，鑄坯隨爐加熱至1200 ℃保溫1 h，隨后空冷至1100 ℃，開始鍛造，終鍛溫度為920 ℃，空冷至室溫。鍛造工件的最終截面尺寸為50 mm×50 mm。在鍛造工件上切取軋制坯料，坯料尺寸為50 mm×50 mm×60 mm，將試樣置于KF1200箱式電阻加熱爐中加熱至1200 ℃保溫1 h。采用350 mm二輥熱軋機經(jīng)8道次熱軋至3.0 mm，開軋溫度為1250 ℃，終軋溫度為810 ℃，空冷至室溫。隨后冷軋至1.5 mm厚，累積壓下率為50%。試驗用冷軋鋼板的熱處理工藝如圖1所示。在馬弗爐中隨爐加熱，并于760、790、820、850 ℃均熱300 s，然后打開爐門，以小于10 ℃/s的緩冷速度，自然緩冷50～70 ℃，隨后立即投入310 ℃的鹽浴爐中保溫500 s，以模擬工業(yè)連續(xù)退火工藝過程中的時效處理。

圖1 連續(xù)退火工藝路線圖

利用數(shù)控電火花線切割試驗機，沿著試驗鋼軋制方向切取退火后的金相試樣，經(jīng)研磨以及機械拋光后，使用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕6 s，采用JEM-2800F場發(fā)射掃描電鏡觀察組織。在退火板材上切取XRD試樣，經(jīng)機械打磨拋光后，采用高氯酸酒精電解液進行電解拋光，利用X射線衍射儀進行物相分析，根據(jù)YB/T 5338—2019《鋼中殘余奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》的相關(guān)規(guī)定，計算殘留奧氏體體積分數(shù)及其中的碳含量。通過UTM3000萬能電子拉伸試驗機表征各試樣的綜合力學性能，拉伸試樣平行端長度為34 mm，標距為25 mm，拉伸速度為1 mm/min。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2為試驗鋼經(jīng)兩相區(qū)不同均熱溫度處理后室溫組織的SEM像。由圖2可知，試驗鋼經(jīng)過連續(xù)退火工藝處理后組織主要由鐵素體(F)和馬氏體(M)組成，同時存在少量的殘留奧氏體(RA)。其中黑色基體為鐵素體，馬氏體呈灰色島狀和板條狀，殘留奧氏體呈亮白色島狀和片層狀[12]。在760 ℃均熱時，馬氏體主要為島狀以及少量比較短小的板條狀，并伴隨有馬奧島的出現(xiàn)(M/A)。當均熱溫度逐漸升高時，島狀馬氏體逐漸變?yōu)榧氶L的板條狀馬氏體，而殘留奧氏體也由馬奧島變?yōu)槠瑢訝?。這是由于均熱溫度的升高，增加了元素的擴散驅(qū)動力，使得元素在奧氏體中富集，導致在室溫下保留了較多的穩(wěn)定殘留奧氏體[13]。當均熱溫度達到850 ℃時，馬氏體形狀主要為板條狀。隨著均熱溫度的升高，逆相變奧氏體的含量增加，而逆相變奧氏體的含量會影響到淬火后馬氏體的形態(tài)。經(jīng)Image-Pro軟件計算，在850 ℃均熱時，得到板條馬氏體體積分數(shù)約為58.8%。

圖2 不同均熱溫度處理后試驗鋼的SEM形貌

2.2 殘留奧氏體含量和力學性能

圖3為不同兩相區(qū)均熱溫度下試驗鋼殘留奧氏體的XRD圖譜。由圖3可知，在均熱溫度為760～850 ℃的溫度范圍內(nèi)均出現(xiàn)了5個衍射峰，分別為(220)γ、(200)γ、(311)γ、(200)α和(211)α，通過5峰法計算殘留奧氏體含量及其中的含碳量。在760～820 ℃保溫時，殘留奧氏體分別為6.9%、7.2%和7.0%，在850 ℃保溫時殘奧大量減少，為5.6%，而殘留奧氏體中的含碳量與殘留奧氏體含量的變化趨勢大體相同，隨著均熱溫度的升高，均呈現(xiàn)出先增加后減少的趨勢，如圖4所示。這是由于溫度的升高增加了元素擴散的驅(qū)動力，使得碳元素在奧氏體中偏析，隨著均熱溫度再次升高，奧氏體中元素逐漸均勻化，導致室溫下無法保留更多殘留奧氏體。在790 ℃左右均熱時殘留奧氏體具有較高的穩(wěn)定性，此時殘留奧氏體中的含碳量為1.36%。

圖3 不同均熱溫度下試驗鋼的XRD圖譜

圖4 試驗鋼中殘留奧氏體量和含碳量與均熱溫度的關(guān)系

經(jīng)連續(xù)退火工藝處理后試驗鋼的力學性能如圖5及表1所示。隨著均熱溫度的升高，試驗鋼抗拉強度逐漸增大，而伸長率呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，在790 ℃均熱時，抗拉強度1052 MPa，伸長率22.9%，強塑積24 090.8 MPa·%。這表明當試驗鋼組織為塊狀馬氏體時，其抗拉強度要低于塊狀馬氏體和板條馬氏體的混合組織，而當馬氏體全部為板條狀時，試驗鋼的抗拉強度會進一步提高，并且殘留奧氏體的形態(tài)也影響著試驗鋼的塑性，殘留奧氏體在塊狀馬氏體邊界處形成馬奧島組織，此時，試驗鋼的塑性因TRIP效應(yīng)的發(fā)生會有所提高，而殘留奧氏體為片層狀時，其TRIP效應(yīng)要高于馬奧島組織，這也是在790 ℃保溫時，其綜合力學性能最佳的原因。

圖5 不同均熱溫度下試驗鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線

表1 不同均熱溫度處理后試驗鋼的力學性能

圖6為試驗鋼力學性能與均熱溫度的關(guān)系，試驗鋼的伸長率與強塑積均為先上升后下降的趨勢，而抗拉強度隨著溫度的升高而升高，在配分溫度為310 ℃時，均熱溫度在765.24～812.56 ℃范圍內(nèi)，試驗鋼的力學性能可以滿足Q&P980高強鋼的性能要求，這為工業(yè)生產(chǎn)奠定了較好的理論基礎(chǔ)。

圖6 試驗鋼力學性能與均熱溫度的關(guān)系

從圖7可以看出，試驗鋼的加工硬化率曲線呈現(xiàn)明顯的3個階段。在第一階段時，隨著變形程度的增加，試驗鋼的加工硬化率均快速下降，而這個階段的變形量非常小，此時因為試驗鋼剛受到外力作用開始發(fā)生塑性變形，滑移系之間的相互作用非常小，導致了加工硬化率快速降低。在第二階段，隨著變形程度的增加，位錯密度增加，阻礙位錯滑移，鋼的加工硬化率沒有明顯變化，曲線呈現(xiàn)出一個平臺[14]，而圖7中可以明顯看到850 ℃的曲線要比其他溫度曲線陡，因其馬氏體較多，塑性與其他溫度相比要差，導致加工硬化率曲線平臺很短，很快發(fā)生頸縮然后斷裂。而第三階段試樣開始發(fā)生頸縮現(xiàn)象，此時沒有加工硬化的行為，加工硬化率開始出現(xiàn)負數(shù)。

圖7 不同均熱溫度下試驗鋼的加工硬化率曲線

2.3 拉伸斷口形貌分析

圖8為經(jīng)不同兩相區(qū)均熱溫度處理后試驗鋼的拉伸斷口形貌，在760 ℃均熱時，斷口組織為典型的韌性斷裂，從圖8(a)可以明顯看到分為上下兩部分，上半部分為萘狀解理臺階，下半部分則有少量的等軸狀韌窩，為韌性斷裂。隨著均熱溫度的升高，試驗鋼的韌窩逐漸增多，在790 ℃和820 ℃均熱時試驗鋼拉伸斷口均有大量的等軸狀小韌窩，且解理臺階的周圍也存在著大量的韌窩，當均熱溫度到達820 ℃，拉伸斷口開始出現(xiàn)撕裂韌窩，隨著均熱溫度的進一步升高，撕裂韌窩的尺寸也開始增大，細小等軸狀韌窩數(shù)量減少，而撕裂韌窩會影響試驗鋼的塑性，這也說明在850 ℃均熱時，試驗鋼塑性比較低的原因。

圖8 不同均熱溫度下試驗鋼的拉伸斷口形貌

3 結(jié)論

1) 試驗鋼在兩相區(qū)進行連續(xù)退火處理，隨著均熱溫度的升高，馬氏體體積分數(shù)逐漸增多，馬氏體形態(tài)由塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀，且板條長度增加，殘留奧氏體的形態(tài)也由馬奧島轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝睢?/p>

2) 經(jīng)不同均熱溫度處理后，隨著均熱溫度的升高，試驗鋼的抗拉強度呈現(xiàn)出逐漸上升的趨勢，而伸長率呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢，這與殘留奧氏體以及殘留奧氏體中含碳量的變化趨勢大體一致，表明殘留奧氏體是影響試驗鋼塑性的主要因素。試驗鋼最佳的均熱溫度范圍為765.24～812.56 ℃，在790 ℃均熱時試驗鋼抗拉強度達到1052 MPa，伸長率22.9%，強塑積24 090.8 MPa·%，符合QP980高強鋼工業(yè)生產(chǎn)要求的力學性能。

3) 試驗鋼拉伸試驗主要表現(xiàn)為韌性斷裂，隨著均熱溫度的升高，斷口處的韌窩數(shù)量逐漸增多，均熱溫度在790 ℃和820 ℃時，斷口處均有大量的等軸狀小韌窩，在820 ℃均熱時，斷口開始出現(xiàn)撕裂韌窩，隨著均熱溫度的再次升高，撕裂韌窩尺寸增大，等軸小韌窩數(shù)量減少。