李泊言，蘇 鈺，左智成，李 軍

（上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201620）

過(guò)去十年間節(jié)能減排政策導(dǎo)向?qū)︿摬牡纳a(chǎn)發(fā)展提出更高要求，第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼成為鋼鐵材料發(fā)展的重點(diǎn).第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼是通過(guò)形成含有殘余奧氏體的微觀組織來(lái)獲得超高強(qiáng)度和良好延伸率.研究人員通過(guò)淬火配分（Quenching and Partitioning，Q&P）工藝使車用淬火配分鋼獲得低成本、高強(qiáng)度、良好延伸率的優(yōu)勢(shì)，從而使車身質(zhì)量降低，車輛穩(wěn)定性、安全性和耐撞性提升.與TRIP 鋼相比，淬火配分鋼強(qiáng)度更高，但延伸率更低，這是由于其奧氏體含量（體積分?jǐn)?shù)，下同）較低造成的.如果能在不顯著降低強(qiáng)度的情況下很好地控制奧氏體的穩(wěn)定性和體積分?jǐn)?shù)，則Q&P 鋼的力學(xué)性能可以得到進(jìn)一步改善.Lee等[1?4]得出化學(xué)成分、晶粒尺寸和力學(xué)穩(wěn)定性等3 個(gè)主要因素主導(dǎo)亞穩(wěn)態(tài)奧氏體在室溫下的穩(wěn)定性.設(shè)計(jì)Q&P 工藝可以影響奧氏體晶粒尺寸、含量，進(jìn)而影響性能.為得到足夠的延伸率，本研究在確定試驗(yàn)用Q&P 鋼化學(xué)成分基礎(chǔ)上，對(duì)淬火配分熱處理工藝對(duì)Q&P 鋼組織、織構(gòu)和性能的影響進(jìn)行研究.

1 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)用Q&P 鋼為冷軋態(tài)，厚度1.5 mm，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1.一步淬火配分熱處理工藝圖如圖1 所示.利用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡S-3400N (HITACH)觀察經(jīng)硝酸酒精腐蝕后的試驗(yàn)用鋼微觀組織；利用波長(zhǎng)為1.5418 A 的Cu–Kα 靶的Bruker D8 Advance 型 X 線衍射儀測(cè)量試樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，并計(jì)算其平均碳含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）；利用Gleeble3800 熱力學(xué)模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行淬火配分熱處理，試樣冷卻至室溫后在其上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣尺寸如圖2 所示.

圖1 淬火溫度和淬火時(shí)間變化的一步淬火配分工藝Fig.1 1-Step Q&P process of varying quenching temperature and quenching time

圖2 試驗(yàn)用Q&P 鋼拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimensions of tensile samples of Q&P steel

表1 試驗(yàn)用Q&P 鋼的主要成分Table 1 Main chemical composition of test Q&P steel

2 試驗(yàn)數(shù)據(jù)分析

2.1 試驗(yàn)用Q&P鋼組織

Q&P 鋼經(jīng)過(guò)淬火處理后馬氏體、鐵素體的分布情況如圖3 所示.利用掃描電鏡觀察奧氏體或者碳化物的分布情況如圖4 所示.圖3 中白色區(qū)域是由殘余奧氏體組成，而黑色區(qū)域則是由回火馬氏體或馬氏體/殘余奧氏體組合而成.隨著淬火溫度升高，白色塊狀組織數(shù)量減少.

圖3 Q&P 鋼在不同淬火處理之后的金相顯微圖（1-step）Fig.3 Metallographic micrographs of Q&P steel after different quenching temperatures

從圖4 可以看出，在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)（220 ℃）淬火時(shí)，大多數(shù)奧氏體已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)橐淮未慊瘃R氏體（M1），然后在配分過(guò)程中進(jìn)行回火.由于碳從馬氏體板條擴(kuò)散到鄰近奧氏體進(jìn)行配分[5]，在一次淬火馬氏體內(nèi)也發(fā)現(xiàn)了一些條狀殘余奧氏體（RA）.此外，鐵素體基體內(nèi)或位于一次淬火馬氏體外靠近鐵素體處也觀察到一些塊狀RA，這主要是碳由鐵素體向奧氏體富集引起的[6].在220 ℃下僅觀察到少量二次淬火馬氏體（M2），M2為最終淬火到室溫下產(chǎn)生的馬氏體.220～300 ℃時(shí)試驗(yàn)用鋼的微觀結(jié)組織基本相似，但塊狀的M2/RA 尺寸較大，這意味著在配分過(guò)程中富集的一些奧氏體碳仍然不夠穩(wěn)定，并在最終淬火過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)槎未慊瘃R氏體（圖4（b））.當(dāng)淬火溫度升高至相對(duì)較高溫度（300 ℃）時(shí)，一次淬火馬氏體分?jǐn)?shù)逐漸下降（圖4（c）），其顯微組織由一次淬火馬氏體、M2/RA、碳化物、鐵素體和貝氏體組成，而板條馬氏體的寬度也明顯寬于淬火溫度為220 ℃時(shí)的板條馬氏體，這是由于淬火溫度的降低提高了馬氏體的形核驅(qū)動(dòng)力，使生長(zhǎng)的板條束之間產(chǎn)生機(jī)械碰撞和干擾的概率提升，從而達(dá)到板條馬氏體細(xì)化的效果.

圖4 Q&P 鋼在不同淬火處理之后的SEM 圖（1-step）Fig.4 SEM micrographs of Q&P steel after different quenching temperatures

試驗(yàn)結(jié)果表明，淬火后大量奧氏體不能通過(guò)馬氏體碳配分而完全保留.在配分過(guò)程中，一些穩(wěn)定性差的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，并在最終淬火過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)槎未慊瘃R氏體.實(shí)際上，碳化物、鐵素體、貝氏體的形成有利于將碳從貝氏體和鐵素體擴(kuò)散、富集到殘余奧氏體中，并有利于增強(qiáng)奧氏體中流體靜應(yīng)力[7].由于馬氏體和貝氏體相變的細(xì)化作用[8]，原奧氏體晶粒細(xì)化為較小的區(qū)域.一次淬火馬氏體在保溫階段經(jīng)過(guò)配分處理，馬氏體中碳含量降低，晶格畸變減少.相比之下，二次淬火馬氏體是在最終淬火至室溫時(shí)由奧氏體形成的，其碳含量高于鋼的平均含量(且高于M1).因此，一次淬火馬氏體晶粒的晶格缺陷比二次淬火馬氏體少.

通過(guò)X 線衍射在不同淬火溫度（220、260 和300 ℃）下進(jìn)行測(cè)量，測(cè)定殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，如圖5 所示.

圖5 配分120 s 不同淬火樣的XRD 圖（1-step）Fig.5 XRD pattern of different quenching samples with 120 s

RA 的體積分?jǐn)?shù)及碳含量計(jì)算結(jié)果見(jiàn)表2.通過(guò)比較發(fā)現(xiàn)，RA 的平均體積分?jǐn)?shù)為4.0%～7.2%，其碳含量為1.20%～1.29%.隨著淬火溫度從220 ℃升高到260 ℃，RA 體積分?jǐn)?shù)增加.淬火溫度到300 ℃后，RA 含量開(kāi)始降低.其結(jié)果表明，在淬火溫度為260 ℃時(shí)，可以得到室溫下最大奧氏體體積分?jǐn)?shù)；為300 ℃時(shí)奧氏體含量下降，說(shuō)明鋼在淬火過(guò)程中發(fā)生了其他競(jìng)爭(zhēng)反應(yīng)，產(chǎn)生貝氏體、鐵素體等組織，從而彌補(bǔ)了隨著淬火溫度上升板條馬氏體含量降低的情況.Clarke 等[9]發(fā)現(xiàn)，當(dāng)淬火溫度高于最佳淬火溫度時(shí)，0.19C-1.59Mn-1.63Si 鋼中奧氏體含量比預(yù)測(cè)的最終奧氏體含量曲線要高.De Moor 等[10]也在試驗(yàn)中得到，奧氏體含量高于預(yù)測(cè)曲線.在本試驗(yàn)中可以得到類似規(guī)律，且300 ℃和260 ℃時(shí)RA 含量變化不明顯，260 ℃時(shí)RA 含量最高，為7.12%.

表2 試樣中殘余奧氏體體積含量及其含碳量Table 2 Volume content and carbon content of retained austenite in samples

2.2 試驗(yàn)用Q&P鋼織構(gòu)

為分析晶粒取向分布的變化，用歐拉空間取向分布函數(shù)（ODF）圖中φ2=0°，45°兩個(gè)截面分別說(shuō)明不同條件下的晶體取向分布，Q&P 鋼中所有重要取向基本可以在這兩個(gè)截面中找到.Q&P 鋼在不同淬火溫度下ODF 圖，如圖6 所示.高斯織構(gòu)（G）在260 ℃時(shí)強(qiáng)度最高，達(dá)到2.5，而黃銅織構(gòu)（B）在260 ℃時(shí)強(qiáng)度最低，僅有0.52.隨著淬火溫度升高，G/B 織構(gòu)強(qiáng)度比值增大.Zhao 等[11]研究發(fā)現(xiàn)，提高G/B 織構(gòu)強(qiáng)度比有利于提高Q&P 鋼的沖擊韌性.由圖6 可知，220、260 和300 ℃時(shí)，隨著淬火溫度升高，Q&P 鋼的最大ODF 強(qiáng)度逐漸降低.220 ℃下Q&P 鋼的ODF 在平行{112}晶面（φ=35°)的組分、τ取向線（含Cu、G 織構(gòu)）和α取向線（φ1=0°）周圍強(qiáng)度較高，這意味著{112}晶面以及<110>晶向在低溫淬火時(shí)占主導(dǎo)地位.260 ℃時(shí)，γ取向線強(qiáng)度增加，而平行于{112}晶面的織構(gòu)強(qiáng)度從3.5 減小到1.5.平行于{112}晶面的織構(gòu)取向部分轉(zhuǎn)化到γ取向線使其織構(gòu)強(qiáng)度增加，其余部分織構(gòu)強(qiáng)度逐漸減弱.而Q&P 鋼在{111}晶面（γ取向線）附近的強(qiáng)度很弱，這表明淬火溫度升高使所需的γ取向線弱化.γ取向線含有相對(duì)有利的織構(gòu)取向，γ取向線的強(qiáng)度增加有助于提高Q&P 鋼的成形性和延伸率.因此一步工藝會(huì)影響Q&P 鋼的延伸率.

圖6 Q&P 鋼在不同淬火溫度下配分120 s 時(shí)ODF 圖Fig.6 ODF pictures of Q&P steel at different quenching temperatures with patitioning time of 120 s

圖7 為Q&P 鋼淬火至220、260 和300 ℃時(shí)取向線（α、γ、τ）的變化趨勢(shì).260 ℃時(shí)，RG 織構(gòu)強(qiáng)度最高（圖7（a）），且B 織構(gòu)強(qiáng)度最弱.從圖7（c）中可以看出，淬火溫度為300 ℃時(shí)，{001}<110>織構(gòu)強(qiáng)度相對(duì)較高，{001}<110>、{001}<100>織構(gòu)垂直于板面，在鋼受力時(shí)，厚度方向易于變形，在拉伸過(guò)程中體現(xiàn)為延伸率下降.淬火溫度為220、260、300 ℃（配分時(shí)間為120 s）時(shí)，織構(gòu)強(qiáng)度最高，分別為{110}<111>織構(gòu)、旋轉(zhuǎn)高斯織構(gòu)RG{001}<110>和銅型織構(gòu)Gu{112}<111>.

圖7 不同淬火溫度下的Q&P 鋼取向線的變化,Fig.7 Changes of orientation line at different quenching temperatures

配分時(shí)間分別為60、120、180 s 時(shí)，260 ℃淬火的ODF（φ2=0°，45°）圖如圖8 所示.從圖中看出，隨著配分時(shí)間增加，最大織構(gòu)強(qiáng)度依次減弱.但是主導(dǎo)織構(gòu)在α取向線和γ取向線上.

圖8 Q&P 鋼淬火到260 ℃保溫60、120、180 s 的ODF 圖Fig.8 ODF pictures of Q&P steel quenched to 300 ℃isothermy 60,120 and 180 s

圖9 為不同配分時(shí)間下Q&P 鋼取向線的變化.從圖9 可以看出，高斯織構(gòu)G{011}<100>在配分時(shí)間為120 s 時(shí)強(qiáng)度最高，在60 s 時(shí)強(qiáng)度最低，黃銅織構(gòu)B{011}<211>的織構(gòu)強(qiáng)度隨著配分時(shí)間的增大而減小.從圖9（b）中可以看出，E{111}<110>織構(gòu)強(qiáng)度在60 s 配分時(shí)間下強(qiáng)度最低，120 和180 s時(shí)強(qiáng)度接近，F(xiàn){111}<112>織構(gòu)強(qiáng)度隨著配分時(shí)間減弱，且180 s 時(shí)強(qiáng)度急劇下降.從圖9（c）中可以看出旋轉(zhuǎn)高斯織構(gòu)RG{001}<110>在120 s 配分時(shí)間下強(qiáng)度最高，銅型織構(gòu)Gu{112}<111>強(qiáng)度隨著配分時(shí)間的增大而顯著降低.結(jié)合圖9 可知，立方織構(gòu)C(001)[100]隨著配分時(shí)間先減弱后增強(qiáng).結(jié)果表明，由于(111)α面平行于(110)γ面，即：[111]α//[110]γ，因此立方織構(gòu)在馬氏體相變過(guò)程中形成的概率最高.與剪切變形(馬氏體相變)有關(guān)的(111)[121]成分的演變符合Kurdjumov-Sachs (K-S)關(guān)系[12].在α取向線中，織構(gòu)G/B 的比值隨著配分時(shí)間延長(zhǎng)逐漸增加，180 s 時(shí)G/B 值最大，有利于沖擊韌性的提高.

圖9 不同配分時(shí)間下的Q&P 鋼取向線的變化Fig.9 The variation of orientation line for different partitioning time

2.3 試驗(yàn)用Q&P 鋼的拉伸性能及斷裂特征

未經(jīng)淬火配分熱處理的試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度為896 MPa，總延伸率為25%.采用一步Q&P 工藝處理后，顯示出高的抗拉強(qiáng)度和良好的延伸率，如圖10所示.圖中，YS、UTS 和TE 分別為屈服強(qiáng)度、極限抗拉強(qiáng)度和總延伸率.從圖10(a)和圖10(c)可以看出，隨著淬火溫度從220 升高到300 ℃，抗拉強(qiáng)度從1 465 降低到1 361 MPa；而屈服強(qiáng)度和延伸率的變化呈相反趨勢(shì)，分別從866 升至998 MPa，16.7%升至18.1%；試驗(yàn)用鋼的強(qiáng)塑積分別為24.5、25.3、24.5 GPa·%.與未進(jìn)行一步Q&P 工藝處理的試驗(yàn)用鋼（22.4 GPa·%）相比，處理之后鋼的強(qiáng)塑積提升明顯.

從圖10(b)和圖10(d)中可以看出，淬火溫度260 ℃時(shí)，隨著配分時(shí)間增加（60～180 s），抗拉強(qiáng)度（1 491～1 371 MPa）和延伸率（17.2%～14.9%）逐漸減小；屈服強(qiáng)度逐漸升高；試驗(yàn)用鋼的強(qiáng)塑積分別為25.6、25.3、20.4 GPa·%.

圖10 不同淬火配分工藝下的應(yīng)力?應(yīng)變曲線和拉伸性能Fig.10 Stress-strain curves and tensile properties under different quenching and partitioning processes

通常情況下，奧氏體化后直接淬火至室溫的鋼中，具有高位錯(cuò)密度的板條馬氏體是導(dǎo)致應(yīng)變初期高加工硬化率的原因，從而導(dǎo)致了高屈服強(qiáng)度[13].隨著淬火溫度增加，屈服強(qiáng)度增加很可能歸因于塑性變形早期階段的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)[14].在較低的淬火溫度下，配分形成的回火馬氏體保留了較高的位錯(cuò)密度（即馬氏體的回火程度隨著淬火溫度升高而增強(qiáng)），易于在較低的施加載荷下移動(dòng).另外，在配分過(guò)程中形成的碳化物會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而使屈服強(qiáng)度增加[13].在較高的淬火溫度下，碳化物的析出更為顯著，這種效果更加明顯.因此，屈服強(qiáng)度隨配分后淬火溫度增加而增加.

采用掃描電鏡(SEM)對(duì)試驗(yàn)用Q&P 鋼單向拉伸后的斷口形貌進(jìn)行觀察.220、260 和300 ℃下Q&P 鋼的斷口形貌如圖11 所示.從圖中可以看出，Q&P 鋼在斷口處存在大量韌窩，為韌性斷裂.隨著淬火溫度升高，逐漸出現(xiàn)部分拉長(zhǎng)的微裂紋，其長(zhǎng)度為40～130 μm，長(zhǎng)微裂紋平行于軋制方向.淬火溫度升高會(huì)產(chǎn)生更多的二次淬火馬氏體，二次淬火馬氏體的平均含碳量高且硬度大，晶格缺陷較多導(dǎo)致晶粒的延伸率差.在拉伸的過(guò)程中二次淬火馬氏體難以產(chǎn)生變形，使不同物相之間塑性變形難以協(xié)調(diào)，從而造成拉伸過(guò)程中局部應(yīng)力集中，導(dǎo)致產(chǎn)生一些孔洞（圖中黑色部分）[15].這些孔洞主要分布在M1/ M2界面交集處，以及小部分碳含量高的晶界處.隨著拉伸的繼續(xù)，孔洞相互連接導(dǎo)致裂紋的萌芽，裂紋逐漸擴(kuò)展，出現(xiàn)微裂紋[16]，最終導(dǎo)致試樣斷裂.

圖11 Q&P 鋼的拉伸斷口圖Fig.11 Micrograph of fractured surfaces of the Q&P steel

3 結(jié)論

本試驗(yàn)主要得出如下結(jié)果.

1）試驗(yàn)用Q&P 鋼在一步淬火配分中獲得的最大殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為7.12%.隨著淬火溫度升高，板條馬氏體寬度增大，一次淬火馬氏體的體積分?jǐn)?shù)下降，二次淬火馬氏體的含量增加.

2）配分120 s，分別220、260、300 ℃淬火時(shí)，織構(gòu)強(qiáng)度最高的分別為{110}<111>織構(gòu)、旋轉(zhuǎn)高斯織構(gòu)RG{001}<110>和銅型織構(gòu)Gu{112}<111>.

3）在一步淬火配分熱處理中，配分時(shí)間120 s、淬火溫度220～300 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度從1 465 降到1 361 MPa；而屈服強(qiáng)度(866 升至998 MPa)和延伸率(從16.7%升至18.1%)的變化呈相反的趨勢(shì)；試驗(yàn)用Q&P 鋼的強(qiáng)塑積在260 ℃時(shí)最大，為25.3 GPa·%.淬火溫度260 ℃、配分時(shí)間從60 升至180 s 時(shí)，抗拉強(qiáng)度（1 491 降至1 371 MPa）和延伸率（17.2%降至14.9%）減小，屈服強(qiáng)度升高；60 s 時(shí)強(qiáng)塑積最大，為25.6 GPa·%.