0.   引言

汽車輕量化是降低能耗、減輕碳排放的有效途徑之一。為了實現(xiàn)輕量化,發(fā)展高強度汽車鋼已經(jīng)成為必然趨勢[1]。淬火配分（Q&P）工藝是獲得高強鋼的一種新工藝,基于碳在馬氏體與殘余奧氏體中的元素遷移,通過提高室溫下富碳?xì)堄鄪W氏體含量來生產(chǎn)高強鋼[2-3]。一般情況下,淬火配分鋼的室溫組織由鐵素體、馬氏體和一定量的殘余奧氏體組成,由于殘余奧氏體可以在變形過程中產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）效應(yīng),因此淬火配分鋼可以獲得優(yōu)秀的強塑性匹配[4]。采用淬火配分鋼作為汽車車身用鋼和結(jié)構(gòu)用鋼,可以顯著減輕白車身質(zhì)量,增強車體的抗撞擊能力,減小車身鋼板的變形程度,提高汽車行駛的安全性[5-6]。 

目前,淬火配分工藝多用于冷軋鋼板,通過引入殘余奧氏體,在保證強度的同時進一步提高斷后伸長率[7]。“以熱代冷”[8]既精簡了工藝,也節(jié)約了成本。對熱軋高強鋼進行熱處理以調(diào)控組織,通過引入一定量殘余奧氏體并結(jié)合鐵素體和貝氏體來提高塑性,有望獲得更佳的綜合力學(xué)性能。但目前,有關(guān)熱軋+淬火配分的研究較少,且有關(guān)熱處理過程中組織與力學(xué)性能之間關(guān)系的研究不夠深入。為此,作者以熱軋高強鋼為研究對象,首先采用JMatPro 7.0軟件研究試驗鋼熱力學(xué)平衡狀態(tài)下的相變過程以確定試驗鋼室溫平衡相和組織轉(zhuǎn)變溫度,然后對試驗鋼進行不同退火溫度下的淬火配分處理,研究了退火溫度對顯微組織和力學(xué)性能的影響,以期為今后熱軋高強鋼產(chǎn)品性能的提升提供理論依據(jù)。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為高強鋼鍛坯,在實驗室小爐冶煉所得,不對應(yīng)相應(yīng)產(chǎn)品牌號,化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為0.16C,1.29Si,1.79Mn,0.05Al,0.315Cr,0.028Nb,0.017Ti,余Fe。將高強鋼鍛坯化學(xué)成分輸入JMatPro軟件中,計算得到試驗鋼的室溫平衡相主要為鐵素體相和M23C6、M7C3碳化物相,其共析反應(yīng)溫度、最高奧氏體化溫度、馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度和結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度分別為697,846,383,271 ℃。先對高強鋼鍛坯進行熱軋?zhí)幚?在1 200 ℃下保溫4 h后,采用Ф450型可逆式熱軋機進行9道次可逆軋制,每道次壓下量分別為80,70,55,42,30,20,12,8,6 mm,開軋溫度為1 085 ℃,終軋溫度為960 ℃,終軋后先空冷至550 ℃,再水冷到室溫。在熱軋板上切取試樣,經(jīng)研磨、拋光、體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕15 s后,采用AE2000Met型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。由圖1可見：熱軋態(tài)試驗鋼初始組織為鐵素體、馬氏體和少量的貝氏體。 

圖  1  熱軋態(tài)試驗鋼顯微組織

Figure  1.  Microstructure of hot rolled test steel

根據(jù)GB/T 228.1—2010,在熱軋板上沿軋向制備拉伸試樣和沖擊試樣,拉伸試樣尺寸如圖2所示,試樣標(biāo)距長度為25 mm,厚度為6 mm,沖擊試樣尺寸為55 mm×10 mm×5 mm,開V型缺口,缺口深度為2 mm。采用SX2-10-12型箱式電阻爐和CHI-1000型鹽浴爐進行兩步淬火配分處理,先將試樣以10 ℃·s−1的升溫速率加熱至不同退火溫度（780,810,840,870 ℃）保溫600 s,隨后立即置于200 ℃鹽浴爐內(nèi)保溫60 s,再置于410 ℃鹽浴爐內(nèi)保溫300 s,最后空冷至室溫。 

圖  2  拉伸試樣尺寸

Figure  2.  Size of tensile sample

在淬火配分處理后的拉伸試樣上沿軋制方向切取金相試樣,經(jīng)機械研磨、拋光、體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用JSM-IT800型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織。采用JEOL JXA-8530F型場發(fā)射電子探針顯微分析儀配套的能譜儀（EDS）分析微區(qū)成分。采用D8ADVANCE型X射線衍射儀（XRD）進行物相分析,銅靶,Kα射線,掃描范圍為40°~100°,根據(jù)α相和γ相的積分強度計算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)[8],公式為 

式中：φγ為殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)；Iγ為奧氏體（200）、（220）和（311）晶面衍射峰的平均積分強度；Iα為鐵素體（200）和（211）晶面衍射峰的平均積分強度。 

采用CMT5105型萬能拉伸試驗機進行拉伸試驗,拉伸速度為3 mm·min−1,采用SEM觀察拉伸斷口形貌。將沖擊試樣置于−20,−40 ℃乙醇溶液中保持10 min,根據(jù)GB/T 229—2007,采用ZBC2452-B型擺錘式?jīng)_擊試驗機進行沖擊試驗[9]。 

2.   試驗結(jié)果與討論

2.1   淬火配分退火溫度對顯微組織的影響

由圖3可知：不同退火溫度淬火配分后試驗鋼均由鐵素體、馬氏體、貝氏體和少量殘余奧氏體組成。熱力學(xué)計算得到試驗鋼最高奧氏體化溫度為846 ℃左右,在退火溫度為780 ℃下保溫后形成的奧氏體含量較低,導(dǎo)致淬火配分后組織中的回火馬氏體較少,而未轉(zhuǎn)變奧氏體在最終空冷時產(chǎn)生大量邊緣較亮、心部較暗、呈板條狀或近似于小島狀的由殘余奧氏體和二次馬氏體組成的混合組織（馬奧島）；此外,由于回火過程發(fā)生在中溫貝氏體區(qū),所以室溫組織中含有少量的粒狀貝氏體；由于退火溫度較低,組織中的白色粒狀碳化物未能完全溶解,進而保留在室溫組織中。隨著退火溫度升高,試驗鋼中鐵素體和馬奧島含量逐漸減小,回火馬氏體、殘余奧氏體和貝氏體含量逐漸增加。這是因為退火溫度越高越接近奧氏體區(qū),鐵素體轉(zhuǎn)化為奧氏體,原始奧氏體含量增多,使得淬火回火后生成更多的馬氏體,同時使得配分過程中一次馬氏體將飽和碳配分至周圍的奧氏體中,這不僅加速了貝氏體相變還有利于奧氏體保留[10-12],最終呈現(xiàn)鐵素體與馬奧島減少的同時殘余奧氏體增多且晶粒發(fā)生顯著長大的現(xiàn)象。 

圖  3  不同退火溫度下淬火配分后試驗鋼的顯微組織

Figure  3.  Microstructure of test steel after quenching-partitioning at different annealing temperatures

由圖4計算可得當(dāng)退火溫度分別為780,810,840,870 ℃時,試驗鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為7.2%,7.1%,7.9%,9.3%。 

圖  4  不同退火溫度下淬火配分后試驗鋼的XRD譜

Figure  4.  XRD pattern of test steel after quenching-partitioning at different annealing temperatures

由圖5可見：870 ℃退火溫度下淬火配分后試驗鋼中鐵素體組織顯著貧碳,而馬奧島邊緣區(qū)域則富集碳元素。這是因為在退火過程中碳元素由鐵素體向奧氏體中擴散,從而在奧氏體邊緣區(qū)域發(fā)生富集,進而形成碳濃度梯度；隨后在淬火過程中,由于原奧氏體中心區(qū)域的碳元素含量相對較低,奧氏體穩(wěn)定性較低,從而發(fā)生相變形成新的馬氏體[11],而鐵素體與奧氏體晶界處的碳元素含量相對較高,奧氏體最終以殘余奧氏體的形式被保留,與中心區(qū)域的馬氏體一起形成馬奧島結(jié)構(gòu)。此外,在體心立方結(jié)構(gòu)鐵素體和馬氏體中錳元素含量相對較低。這可能是由于錳元素也能增強殘余奧氏體的穩(wěn)定性,因此錳含量高的區(qū)域通?？梢孕纬蓺堄鄪W氏體[12]。硅元素分布與碳、錳元素相反,主要富集在鐵素體與馬氏體中,這主要是由于硅元素在體心立方結(jié)構(gòu)中的溶解度相對更高[13]。 

圖  5  870 ℃退火溫度下淬火配分后試驗鋼的SEM形貌和EDS面掃描結(jié)果

Figure  5.  SEM morphology (a) and EDS surface scanning results (b–d) of test steel after quenching-partitioning at annealing temperature of 870 ℃: (b) C; (c) Mn and (d) Si

2.2   淬火配分退火溫度對力學(xué)性能的影響

由圖6和表1可見：不同退火溫度下淬火配分后試驗鋼的屈服強度和抗拉強度均較為接近,拉伸曲線均為連續(xù)屈服,沒有出現(xiàn)明顯的屈服點；隨著退火溫度升高,抗拉強度先減小后增大,而屈服強度、斷后伸長率和屈強比均先增大后減小,當(dāng)退火溫度為840 ℃時屈服強度、斷后伸長率和屈強比最大。 

圖  6  不同退火溫度下淬火配分后試驗鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線

Figure  6.  Engineering stress-engineering strain curves of test steel after quenching-partitioning at different annealing temperatures

當(dāng)退火溫度為780 ℃時,試驗鋼奧氏體化程度最低,淬火配分后室溫組織中的鐵素體體積分?jǐn)?shù)最大,因此具有最低的屈服強度。此外,淬火配分后室溫組織中的回火馬氏體含量較少,貝氏體和馬奧島含量較多,從而導(dǎo)致了較高的抗拉強度。隨著退火溫度升高,由于室溫組織內(nèi)貝氏體含量的增加和馬奧島含量的減小,試驗鋼的斷后伸長率和屈服強度增大,但抗拉強度減小。但當(dāng)退火溫度升至870 ℃時,由于與840 ℃下相比組織中一次馬氏體含量增加,故強度變化不大,且由于殘余奧氏體含量相近,鐵素體減少的同時形成部分貝氏體,故塑性變化也不大。 

由圖7可見：不同退火溫度下淬火配分后拉伸試樣斷口中心纖維區(qū)均存在大小不均的圓形或橢圓形韌窩,說明拉伸斷裂過程中存在緩慢撕裂過程,這會使變形過程消耗大量的塑性變形功。當(dāng)退火溫度為840,870 ℃時,中心纖維區(qū)的韌窩尺寸相比其他溫度下更大更深,因此斷后伸長率也更大,塑性更好。 

圖  7  不同退火溫度下淬火配分后拉伸斷口中心纖維區(qū)微觀形貌

Figure  7.  Micromorphology of core fiber region on tensile fracture after quenching-partitioning at different annealing temperatures

一般采用沖擊吸收功表征沖擊韌性[14],沖擊吸收功是強度和塑性兩者的函數(shù),提高強度和塑性都能導(dǎo)致沖擊吸收功的提高,對于強度相當(dāng)?shù)牟牧?沖擊吸收功越大,其塑性越好,抗沖擊能力越強[15-18]。由圖8可知：在−20,−40 ℃環(huán)境下,隨著退火溫度升高,沖擊吸收功均呈先上升后下降的趨勢。當(dāng)退火溫度為780 ℃時,試驗鋼室溫組織中存在大量鐵素體和馬奧島結(jié)構(gòu),缺陷容易導(dǎo)致在軟硬相界面處產(chǎn)生分離,導(dǎo)致沖擊韌性較低；隨著退火溫度升高,組織中鐵素體含量逐漸下降,減弱了界面分離現(xiàn)象,導(dǎo)致沖擊韌性有所提高；當(dāng)退火溫度達到840 ℃時,室溫組織中存在大量細(xì)小的貝氏體結(jié)構(gòu),同時鐵素體比例大幅下降,大大改善了材料的韌性,沖擊吸收功達到最大,−20,−40 ℃環(huán)境下分別為28.35,27.69 kJ；隨著退火溫度進一步升高至870 ℃,組織中鐵素體大部分被回火馬氏體取代,基體結(jié)構(gòu)硬度顯著增加,導(dǎo)致沖擊韌性下降。 

圖  8  不同退火溫度下淬火配分后試驗鋼的沖擊吸收功

Figure  8.  Impact absorption work of test steel after quenching-partitioning at different annealing temperatures

綜上可得,840 ℃退火溫度下淬火配分后試驗鋼強度、塑性和韌性的匹配優(yōu)異,抗拉強度（830 MPa）較大,屈服強度（585 MPa）、斷后伸長率（39.6%）、屈強比（0.70）和沖擊吸收功（−20,−40 ℃環(huán)境下分別為28.35,27.69 kJ）最大。 

3.   結(jié)論

（1）隨著退火溫度升高,淬火配分后試驗鋼中鐵素體和馬奧島含量減少,回火馬氏體、殘余奧氏體和貝氏體含量增加。 

（2）隨著退火溫度升高,試驗鋼的抗拉強度先減小后增大,屈服強度、斷后伸長率和屈強比均先增大后減小,拉伸斷口中韌窩尺寸增大增深,−20,−40 ℃環(huán)境下的沖擊吸收功均呈先上升后下降的趨勢。 

（3）當(dāng)退火溫度為840 ℃時,試驗鋼強度、塑性和韌性匹配優(yōu)異,抗拉強度（830 MPa）較大,屈服強度（585 MPa）、斷后伸長率（39.6%）、屈強比（0.70）和沖擊吸收功（−20、−40 ℃環(huán)境下分別為28.35,27.69 kJ）最大。

文章來源——材料與測試網(wǎng)