熊 勇，李 強，盛 春，張明純，楊建寶，張 陽

（1.湖北同發(fā)機電有限公司，湖北咸寧 437100；2.湖北科技學院工程技術研究院，湖北咸寧 437100；3.湖北香城智能機電研究院有限公司，湖北咸寧 437100）

0 引言

對于行駐車發(fā)電系統(tǒng)，在保證結構安全性的前提下減小其質量有利于降低加工及能耗成本，這對鋼的強度提出了更高的要求。低成本、高強度鋼鐵材料，也是未來行駐車發(fā)電系統(tǒng)用材料的發(fā)展方向。第三代先進高強鋼具有較低的生產成本和優(yōu)異的綜合力學性能等優(yōu)勢，本文研究其典型代表——Q&P（Quenching and Partitioning，淬火—配分）鋼。Q&P 鋼是Speer 等[1]于2003 年提出，利用較廉價的Si-Mn 低合金鋼結合Q&P 工藝開發(fā)的，具有高強度和較好塑性的先進高強鋼。傳統(tǒng)Q&P 工藝制備的Q&P鋼殘奧含量通常不超過10%，導致其塑性仍較低，如何進一步提高Q&P 鋼塑性一直研究的重點問題。有研究通過將奧氏體化溫度設定在鐵素體—奧氏體兩相區(qū)，在Q&P 鋼中引入鐵素體，通過鐵素體的塑性變形，提高了Q&P 鋼的塑韌性[2]。但鐵素體的引入會改變殘余奧氏體體積分數、形態(tài)及分布，從而影響殘余奧氏體的穩(wěn)定性及TRIP 效應[3]。

為了進一步探究引入鐵素體對Q&P 鋼殘余奧氏體及力學性能的影響，本文以Si-Mn 低合金鋼為實驗材料，采用兩相區(qū)和完全區(qū)奧氏體化工藝分別制備具有不同組織的Q&P 鋼，分析其組織及應變硬化行為，揭示鐵素體對Q&P 鋼塑性的影響機理，并與Q345 鋼進行對比，探討Q&P 鋼取代Q345 鋼作為新一代行駐車發(fā)電系統(tǒng)材料的可行性。

1 實驗方法

本文采用Si-Mn 低合金鋼熱軋板和商用Q345 鋼棒材，其化學成分如表1 所示。

表1 不同試樣化學成分%

根據熱膨脹法測定在平衡條件下的Si-Mn 鋼的臨界溫度（Ac3=895 ℃，Ac1=658 ℃，Ms=350 ℃，Mf=180 ℃），制定的熱處理工藝如圖1 所示。將試樣在箱式電阻爐分別快速加熱至780 ℃和930 ℃并保溫180 s，其中780 ℃處于兩相區(qū)、930 ℃處于完全奧氏體相區(qū)。隨后在鹽浴爐中淬火至200 ℃，淬火15 s，然后再置入400 ℃的鹽浴爐中保溫50 s，最后水淬至室溫。根據奧氏體化溫度不同，本文將兩組Q&P 鋼試樣命名為780Q&P 和930Q&P 鋼試樣。

圖1 Q&P 熱處理工藝流程

Q345 鋼和Q&P 處理后的試樣經研磨拋光后，采用4%硝酸酒精溶液腐蝕12 s。利用Axioplan2 OM（Optical Microscope，光學顯微鏡）、Nova nano400 場發(fā)射SEM（Scanning Electron Microscope，掃描電子顯微鏡）進行組織形貌觀察。采用EBSD（Electron Back Scatter Diffraction，電子背散射）分析Q&P 鋼各相形貌及分布，掃描步長50 nm，試樣的制備通過將拋光后的試樣浸入5%高氯酸酒精溶液中進行電解拋光（電解電壓25 V，電流0.5 A，時間40 s）。采用JEM-2100 透射電鏡（TEM）進一步觀察試樣的微觀組織，試樣制備首先通過研磨方式將試樣減薄至60 μm，隨后在-25 ℃的高氯酸酒精溶液中進行電解雙噴減薄，電壓設置為30～50 V。同時采用XRD（X 射線衍射分析儀）分析不同試樣的殘余奧氏體體積分數及C 含量，制樣方式與EBSD 相同。XRD采用Cu 靶，工作電壓40 kV，電流40 mA，步長0.003 3°，掃描速度10°/min。

（1）殘余奧氏體體積分數根據式（1）[4]計算：

式中 Vγ——殘余奧氏體的體積分數

Iγ——奧氏體（200）、（220）和（311）晶面衍射峰的積分強度

Iα——馬氏體（200）和（211）晶面衍射峰的積分強度

Kγ——奧氏體相的反射系數

Kα——馬氏體相的反射系數

（2）殘余奧氏體中C 含量可以用式（2）[5]計算：

式中 αγ——為奧氏體晶格參數，nm

XC——C 在奧氏體中的質量分數，%

XMn——Mn 在奧氏體中的質量分數，%

根據GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1 部分：室溫試驗方法》制備拉伸試樣，Q&P 鋼試樣的拉伸試樣厚1.8 mm，板材總長98 mm，平行段長35 mm，寬度12.5 mm；Q345 鋼拉伸試樣總長100 mm，平行段長度42 mm，平行段直徑4 mm。

2 實驗結果

2.1 試樣的組織形貌

圖2 為Q345 鋼和不同Q&P 鋼試樣的OM 和SEM 組織形貌圖，Q345 鋼的組織由鐵素體（F）和珠光體（P）組成，780Q&P鋼組織由鐵素體、馬氏體（M）和殘余奧氏體（RA）組成。

圖2 3 種鋼試樣的OM 和SEM 組織圖

圖3 為Q345 鋼和Q&P 鋼試樣的XRD 圖，其中α 和γ 分別表示BCC 和FCC 相：Q345 鋼只有α 相的峰，不存在γ 相的峰，780Q&P 和930Q&P 試樣均存在γ 相的峰；930Q&P 試樣中殘余奧氏體體積分數為8.6%、C 含量為1.36%，而780Q&P 試樣中殘余奧氏體體積分數為15%、C 含量為1.21%。

圖3 3 種鋼試樣的XRD 圖

為了更好地分析殘余奧氏體的形貌及分布，采用EBSD 對Q&P 鋼試樣的不同晶體結構組織進行表征（圖4～圖5）。結果表明，780Q&P 和930Q&P 試樣的殘余奧氏體呈現出塊狀和薄膜狀的兩種形態(tài)，前者的塊狀殘余奧氏體主要分布在等軸狀鐵素體邊界處（圖4a）），后者的主要分布在原奧氏體晶界處（圖4b））；值得關注的是，分布在長條狀鐵素體相鄰區(qū)的薄膜狀殘余奧氏體（圖5a））的寬度明顯大于分布在馬氏體板條間的（圖5b））。圖5 中，RA、F、M/RA、M1 分別指的是殘余奧氏體、鐵素體、馬氏體/殘余奧氏體島和一次馬氏體。

圖4 780Q&P 和930Q&P 鋼試樣的EBSD 圖

圖5 780Q&P 和930Q&P 鋼試樣的TEM 圖

2.2 試樣的力學性能

圖6 為Q345 鋼和Q&P 試樣的工程應力—應變曲線：Q345鋼的應力隨應變增加先快速增加，隨后達到抗拉極限后開始緩慢下降直至斷裂；780Q&P 試樣的應力隨應變增加先快速升高，隨后緩慢升高，到達抗拉極限后即發(fā)生斷裂，其屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率是Q345 鋼的1.65、1.52，1.18 倍；930Q&P 試樣的應力隨應變增加先快速升高，隨后基本保持不變，直至斷裂。930Q&P 試樣的屈服強度和抗拉強度最高，是Q345 鋼的3.03倍和2.01 倍，但其斷后伸長率降低了20%。

圖6 3 種鋼試樣的工程應力—應變曲線

根據工程應力—應變曲線，計算得到圖7a）所示的真應力—真應變曲線，對真應力和真應變進行求導，計算即為應變硬化率，應變硬化率曲線如圖7b）所示。3 組試樣的應變硬化率隨真應變增加呈下降趨勢，但780Q&P 鋼試樣的應變硬化率在應變0～0.1 產生了明顯的鋸齒狀波動。根據應變硬化率下降速率不同可將應變硬化率曲線可以分為3 個階段：第一階段為快速下降階段（Ⅰ）；第二階段為中期緩慢下降階段（Ⅱ）；當應變硬化率小于真應力時，拉伸試樣進入第三階段頸縮期（Ⅲ）。

圖7 3 種鋼的真應力—應變曲線和應變硬化率曲線

不同試樣應變硬化率曲線不同階段對應的真應變ε 范圍如表2 所示，其中：780Q&P 鋼試樣具有最大范圍的階段Ⅱ和Ⅲ；930Q&P 鋼試樣階段Ⅰ真應變最大，其階段Ⅱ真應變范圍小于Q345 鋼，但階段Ⅲ真應變范圍大于Q345 鋼。

表2 應變硬化率曲線不同階段對應的真應變范圍

3 討論

3.1 化學成分及熱處理工藝對組織的影響

（1）增加鋼中C、Mn 含量有利于提高鋼的強度；C、Mn 作為奧氏體穩(wěn)定化元素，較高的C、Mn 含量能提高奧氏體的穩(wěn)定性[6]。Si 能抑制熱處理過程中碳化物的析出，使C 在奧氏體相中富集，提高奧氏體的穩(wěn)定性。Q&P 鋼試樣具有較Q345 鋼更高含量的C、Si 和Mn，能提高奧氏體的穩(wěn)定性及鋼的強度。

（2）Q&P 鋼試樣更高的C 和Mn 含量能提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，在冷卻至Ms點溫度以下時發(fā)生無擴散型馬氏體相變。當奧氏體化溫度在鐵素體+奧氏體兩相區(qū)時，奧氏體化階段鐵素體中C 會向奧氏體中擴散，提高奧氏體中C 含量，從而表現出高的熱穩(wěn)定性。配分階段未轉變的奧氏體獲得馬氏體C 配分較少，導致780Q&P 鋼試樣殘余奧氏體C 含量較低[7]。

3.2 組織對應變硬化行為的影響

（1）Q345 鋼中存在大量的粗大鐵素體組織，鐵素體相較軟，在較低應變下即發(fā)生位錯滑移，鐵素體內位錯滑移和塞積會產生加工硬化，降低應變硬化率下降速率，因而其階段Ⅰ對應的范圍最小。780Q&P 鋼試樣的鐵素體尺寸明顯小于Q345 鋼，晶粒細化不利于位錯增殖和滑移，因而其階段Ⅰ對應的范圍較Q345鋼大。930Q&P 鋼試樣的主要組織為硬相馬氏體，位錯很難發(fā)生滑移，需要在更大的應力和應變下才會發(fā)生塑性變形，因而其階段Ⅰ范圍最大。

（2）Q345 鋼在階段Ⅱ主要發(fā)生鐵素體塑性變形和珠光體內部位錯運動。而Q&P 鋼Ⅱ階段與鐵素體的塑性變形和殘余奧氏體的TRIP（相變誘導塑性）效應有關。780Q&P 鋼試樣具有一定含量鐵素體，同時其殘余奧氏體含量也明顯高于930Q&P 鋼試樣，低穩(wěn)定性塊狀殘余奧氏體主要在此階段發(fā)生TRIP 轉變[8]。930Q&P 鋼試樣在階段Ⅱ主要發(fā)生殘余奧氏體的TRIP 效應，顯著提高了殘余奧氏體的機械穩(wěn)定性，導致其在低應變下較難發(fā)生轉變[9]，這導致930Q&P 鋼試樣階段Ⅱ對應的真應變范圍最小。

（3）在階段Ⅲ，Q345 鋼中的滲碳體會發(fā)生斷裂，隨著應變增加，滲碳體斷裂數量增多。780Q&P 鋼試樣和930Q&P 鋼試樣在此階段高穩(wěn)定性的薄膜狀殘余奧氏體仍能發(fā)生TRIP 轉變，能有效延緩微裂紋的形成，因此二者階段Ⅲ對應的真應變范圍較Q345 鋼大。

4 結論

（1）根據奧氏體化溫度不同，可以獲得“馬氏體+殘余奧氏體”兩相組織和“鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體”三相組織的Q&P鋼，前者具有高的屈服和抗拉強度，但延伸率較低。

（2）在奧氏體化階段引入鐵素體能提高Q&P 鋼殘余奧氏體含量，提高Q&P 鋼應變硬化能力，改善Q&P 鋼的塑性。相較于Q345 鋼，屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別提高了65%、52%和18%。

（3）引入鐵素體相的Q&P 鋼具有優(yōu)異的強塑性，更適合作為行駐車發(fā)電系統(tǒng)下一代結構材料。