摘要：汽车轻量化是降低能耗、减轻碳排放的有效途径之一。为了实现轻量化,发展高强度汽车钢已经成为必然趋势[1]。淬火配分（Q&P）工艺是获得高强钢的一种新工艺,基于碳在马氏体与残余奥氏体中的元素迁移,通过提高室温下富碳残余奥氏体含量来生产高强钢[2-3]。一般情况下,

汽车轻量化是降低能耗、减轻碳排放的有效途径之一。为了实现轻量化,发展高强度汽车钢已经成为必然趋势[1]。淬火配分（Q&P）工艺是获得高强钢的一种新工艺,基于碳在马氏体与残余奥氏体中的元素迁移,通过提高室温下富碳残余奥氏体含量来生产高强钢[2-3]。一般情况下,淬火配分钢的室温组织由铁素体、马氏体和一定量的残余奥氏体组成,由于残余奥氏体可以在变形过程中产生相变诱导塑性（TRIP）效应,因此淬火配分钢可以获得优秀的强塑性匹配[4]。采用淬火配分钢作为汽车车身用钢和结构用钢,可以显著减轻白车身质量,增强车体的抗撞击能力,减小车身钢板的变形程度,提高汽车行驶的安全性[5-6]。

目前,淬火配分工艺多用于冷轧钢板,通过引入残余奥氏体,在保证强度的同时进一步提高断后伸长率[7]。“以热代冷”[8]既精简了工艺,也节约了成本。对热轧高强钢进行热处理以调控组织,通过引入一定量残余奥氏体并结合铁素体和贝氏体来提高塑性,有望获得更佳的综合力学性能。但目前,有关热轧+淬火配分的研究较少,且有关热处理过程中组织与力学性能之间关系的研究不够深入。为此,作者以热轧高强钢为研究对象,首先采用JMatPro 7.0软件研究试验钢热力学平衡状态下的相变过程以确定试验钢室温平衡相和组织转变温度,然后对试验钢进行不同退火温度下的淬火配分处理,研究了退火温度对显微组织和力学性能的影响,以期为今后热轧高强钢产品性能的提升提供理论依据。

试验材料为高强钢锻坯,在实验室小炉冶炼所得,不对应相应产品牌号,化学成分（质量分数/%）为0.16C,1.29Si,1.79Mn,0.05Al,0.315Cr,0.028Nb,0.017Ti,余Fe。将高强钢锻坯化学成分输入JMatPro软件中,计算得到试验钢的室温平衡相主要为铁素体相和M23C6、M7C3碳化物相,其共析反应温度、最高奥氏体化温度、马氏体开始转变温度和结束转变温度分别为697,846,383,271 ℃。先对高强钢锻坯进行热轧处理,在1 200 ℃下保温4 h后,采用Ф450型可逆式热轧机进行9道次可逆轧制,每道次压下量分别为80,70,55,42,30,20,12,8,6 mm,开轧温度为1 085 ℃,终轧温度为960 ℃,终轧后先空冷至550 ℃,再水冷到室温。在热轧板上切取试样,经研磨、抛光、体积分数4%硝酸乙醇溶液腐蚀15 s后,采用AE2000Met型光学显微镜观察显微组织。由图1可见：热轧态试验钢初始组织为铁素体、马氏体和少量的贝氏体。

图 1 热轧态试验钢显微组织

Figure 1. Microstructure of hot rolled test steel

根据GB/T 228.1—2010,在热轧板上沿轧向制备拉伸试样和冲击试样,拉伸试样尺寸如图2所示,试样标距长度为25 mm,厚度为6 mm,冲击试样尺寸为55 mm×10 mm×5 mm,开V型缺口,缺口深度为2 mm。采用SX2-10-12型箱式电阻炉和CHI-1000型盐浴炉进行两步淬火配分处理,先将试样以10 ℃·s−1的升温速率加热至不同退火温度（780,810,840,870 ℃）保温600 s,随后立即置于200 ℃盐浴炉内保温60 s,再置于410 ℃盐浴炉内保温300 s,最后空冷至室温。

图 2 拉伸试样尺寸

Figure 2. Size of tensile sample

在淬火配分处理后的拉伸试样上沿轧制方向切取金相试样,经机械研磨、抛光、体积分数4%的硝酸乙醇溶液腐蚀后,采用JSM-IT800型场发射扫描电子显微镜（SEM）观察显微组织。采用JEOL JXA-8530F型场发射电子探针显微分析仪配套的能谱仪（EDS）分析微区成分。采用D8ADVANCE型X射线衍射仪（XRD）进行物相分析,铜靶,Kα射线,扫描范围为40°~100°,根据α相和γ相的积分强度计算残余奥氏体体积分数[8],公式为

式中：φγ为残留奥氏体体积分数；Iγ为奥氏体（200）、（220）和（311）晶面衍射峰的平均积分强度；Iα为铁素体（200）和（211）晶面衍射峰的平均积分强度。

采用CMT5105型万能拉伸试验机进行拉伸试验,拉伸速度为3 mm·min−1,采用SEM观察拉伸断口形貌。将冲击试样置于−20,−40 ℃乙醇溶液中保持10 min,根据GB/T 229—2007,采用ZBC2452-B型摆锤式冲击试验机进行冲击试验[9]。

由图3可知：不同退火温度淬火配分后试验钢均由铁素体、马氏体、贝氏体和少量残余奥氏体组成。热力学计算得到试验钢最高奥氏体化温度为846 ℃左右,在退火温度为780 ℃下保温后形成的奥氏体含量较低,导致淬火配分后组织中的回火马氏体较少,而未转变奥氏体在最终空冷时产生大量边缘较亮、心部较暗、呈板条状或近似于小岛状的由残余奥氏体和二次马氏体组成的混合组织（马奥岛）；此外,由于回火过程发生在中温贝氏体区,所以室温组织中含有少量的粒状贝氏体；由于退火温度较低,组织中的白色粒状碳化物未能完全溶解,进而保留在室温组织中。随着退火温度升高,试验钢中铁素体和马奥岛含量逐渐减小,回火马氏体、残余奥氏体和贝氏体含量逐渐增加。这是因为退火温度越高越接近奥氏体区,铁素体转化为奥氏体,原始奥氏体含量增多,使得淬火回火后生成更多的马氏体,同时使得配分过程中一次马氏体将饱和碳配分至周围的奥氏体中,这不仅加速了贝氏体相变还有利于奥氏体保留[10-12],最终呈现铁素体与马奥岛减少的同时残余奥氏体增多且晶粒发生显著长大的现象。

图 3 不同退火温度下淬火配分后试验钢的显微组织

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

由图4计算可得当退火温度分别为780,810,840,870 ℃时,试验钢中残余奥氏体体积分数分别为7.2%,7.1%,7.9%,9.3%。

图 4 不同退火温度下淬火配分后试验钢的XRD谱

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

由图5可见：870 ℃退火温度下淬火配分后试验钢中铁素体组织显著贫碳,而马奥岛边缘区域则富集碳元素。这是因为在退火过程中碳元素由铁素体向奥氏体中扩散,从而在奥氏体边缘区域发生富集,进而形成碳浓度梯度；随后在淬火过程中,由于原奥氏体中心区域的碳元素含量相对较低,奥氏体稳定性较低,从而发生相变形成新的马氏体[11],而铁素体与奥氏体晶界处的碳元素含量相对较高,奥氏体最终以残余奥氏体的形式被保留,与中心区域的马氏体一起形成马奥岛结构。此外,在体心立方结构铁素体和马氏体中锰元素含量相对较低。这可能是由于锰元素也能增强残余奥氏体的稳定性,因此锰含量高的区域通常可以形成残余奥氏体[12]。硅元素分布与碳、锰元素相反,主要富集在铁素体与马氏体中,这主要是由于硅元素在体心立方结构中的溶解度相对更高[13]。

图 5 870 ℃退火温度下淬火配分后试验钢的SEM形貌和EDS面扫描结果

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

由图6和表1可见：不同退火温度下淬火配分后试验钢的屈服强度和抗拉强度均较为接近,拉伸曲线均为连续屈服,没有出现明显的屈服点；随着退火温度升高,抗拉强度先减小后增大,而屈服强度、断后伸长率和屈强比均先增大后减小,当退火温度为840 ℃时屈服强度、断后伸长率和屈强比最大。

图 6 不同退火温度下淬火配分后试验钢的工程应力-工程应变曲线

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

表 1 不同退火温度下淬火配分后试验钢的拉伸性能

Table 1. Tensile properties of test steel after quenching-partitioning at different annealing temperatures

当退火温度为780 ℃时,试验钢奥氏体化程度最低,淬火配分后室温组织中的铁素体体积分数最大,因此具有最低的屈服强度。此外,淬火配分后室温组织中的回火马氏体含量较少,贝氏体和马奥岛含量较多,从而导致了较高的抗拉强度。随着退火温度升高,由于室温组织内贝氏体含量的增加和马奥岛含量的减小,试验钢的断后伸长率和屈服强度增大,但抗拉强度减小。但当退火温度升至870 ℃时,由于与840 ℃下相比组织中一次马氏体含量增加,故强度变化不大,且由于残余奥氏体含量相近,铁素体减少的同时形成部分贝氏体,故塑性变化也不大。

由图7可见：不同退火温度下淬火配分后拉伸试样断口中心纤维区均存在大小不均的圆形或椭圆形韧窝,说明拉伸断裂过程中存在缓慢撕裂过程,这会使变形过程消耗大量的塑性变形功。当退火温度为840,870 ℃时,中心纤维区的韧窝尺寸相比其他温度下更大更深,因此断后伸长率也更大,塑性更好。

图 7 不同退火温度下淬火配分后拉伸断口中心纤维区微观形貌

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

一般采用冲击吸收功表征冲击韧性[14],冲击吸收功是强度和塑性两者的函数,提高强度和塑性都能导致冲击吸收功的提高,对于强度相当的材料,冲击吸收功越大,其塑性越好,抗冲击能力越强[15-18]。由图8可知：在−20,−40 ℃环境下,随着退火温度升高,冲击吸收功均呈先上升后下降的趋势。当退火温度为780 ℃时,试验钢室温组织中存在大量铁素体和马奥岛结构,缺陷容易导致在软硬相界面处产生分离,导致冲击韧性较低；随着退火温度升高,组织中铁素体含量逐渐下降,减弱了界面分离现象,导致冲击韧性有所提高；当退火温度达到840 ℃时,室温组织中存在大量细小的贝氏体结构,同时铁素体比例大幅下降,大大改善了材料的韧性,冲击吸收功达到最大,−20,−40 ℃环境下分别为28.35,27.69 kJ；随着退火温度进一步升高至870 ℃,组织中铁素体大部分被回火马氏体取代,基体结构硬度显著增加,导致冲击韧性下降。

图 8 不同退火温度下淬火配分后试验钢的冲击吸收功

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

综上可得,840 ℃退火温度下淬火配分后试验钢强度、塑性和韧性的匹配优异,抗拉强度（830 MPa）较大,屈服强度（585 MPa）、断后伸长率（39.6%）、屈强比（0.70）和冲击吸收功（−20,−40 ℃环境下分别为28.35,27.69 kJ）最大。

（1）随着退火温度升高,淬火配分后试验钢中铁素体和马奥岛含量减少,回火马氏体、残余奥氏体和贝氏体含量增加。

（2）随着退火温度升高,试验钢的抗拉强度先减小后增大,屈服强度、断后伸长率和屈强比均先增大后减小,拉伸断口中韧窝尺寸增大增深,−20,−40 ℃环境下的冲击吸收功均呈先上升后下降的趋势。

（3）当退火温度为840 ℃时,试验钢强度、塑性和韧性匹配优异,抗拉强度（830 MPa）较大,屈服强度（585 MPa）、断后伸长率（39.6%）、屈强比（0.70）和冲击吸收功（−20、−40 ℃环境下分别为28.35,27.69 kJ）最大。

来源：miniappb85ec71100314