淬火處理對中錳鋼組織和性能的影響

李帥帥 王昕 賈建文 杜華云 衛英慧 侯利鋒

關鍵詞：中錳鋼；淬火處理；殘留奧氏體；馬氏體

0 引言

近年來，汽車保有量不斷增加。從汽車設計與制造角度來看，在保證車身強度和安全性前提下，汽車車身減輕減薄是實現燃油經濟性、節約成本的重要途經。先進高強度汽車鋼板發展目標就是實現車身輕量化并兼顧駕駛安全，為此各國汽車行業和鋼鐵業合作開發了以中錳鋼、淬火配分（Q&P）鋼為代表的第三代先進高強度鋼（Advanced high strength steel， AHSS），其綜合力學性能高于第一代AHSS，制造成本低于第二代AHSS，成為國內外汽車用鋼領域研究重點。

Shao等研究了含3%Al的熱軋中錳鋼組織性能隨臨界退火溫度的變化，結果表明臨界退火處理可獲得雙峰分布的板條狀殘留奧氏體和鐵素體雙相組織，隨退火溫度的升高，抗拉強度（Rm）增大屈服強度（Rp0.2）減小，伸長率（A）先升高后降低，退火溫度為750 ℃時，強塑積高達

56 GPa%，其綜合性能優于無Al中錳鋼。王亞婷等發現中錳QP鋼淬火溫度升高時，伸長率先升高后降低，抗拉強度逐漸降低，馬氏體體積分數最大時，抗拉強度最高；殘留奧氏體的體積分數最大時，伸長率最高。He等開發的超高強度鋼，屈服強度高達2.2 GPa%，伸長率為16%，其較高的位錯密度以及合金元素配分作用提高了屈服強度以及塑性，在力學性能上實現巨大提升。此外，He等還通過在中錳鋼中引入林位錯、納米孿晶和析出相等強化方式使屈服強度達到1350 MPa， 均勻伸長率（δg）達到15%。

目前，中錳鋼雖已有工業試制品，但都是實驗室冶煉的小爐樣品。其成分設計未定型；熱處理工藝復雜，未能走向大規模生產。中錳鋼組織中奧氏體對提升塑性有利，但屈服強度通常低于1000 MPa。因此優化中錳鋼的合金成分、設計合理的工藝路線、控制合金成分分配及組織穩定性，是中錳鋼獲得優異力學性能和工業化生產的關鍵問題。本文設計簡單的淬火熱處理工藝，調控中錳鋼的微觀組織，研究其組織和力學性能之間的關系，為新一代中錳鋼的開發和工業化生產提供參考。

1 實驗材料與方法

本實驗采用的中錳鋼委托山西省某企業熔煉及軋制，在DDVIF-50-120-2.5多功能真空感應熔煉爐熔煉（額定容量50 kg， 額定功率120 kW），澆鑄成鋼錠后在1150 ℃均勻化處理150 min后熱軋成4 mm厚，750 ℃保溫10 min后，在750 ℃經6個道次溫軋成3.5 mm， 620 ℃退火300 min再冷軋至3 mm， 隨后進行低溫退火。通過軋制可減少鑄造缺陷，提升中錳鋼表面質量，具體軋制工藝流程如圖1所示。

實驗鋼的化學成分如表1所示。力學性能測試及組織分析所用試樣均沿軋制方向切取。拉伸實驗根據ASTM A370-20《Standard Test Methods and Definitions for Mechanical Testing of Steel Products》在拉伸實驗機（AI-7000-LA10）上進行，拉伸速度為4 mm/min， 每組3個試樣，取平均值，拉伸試樣尺寸如圖2所示。

圖3為采用JMatPro計算的相圖，可以看出，在626 ℃時奧氏體中固溶的C元素可達到0.45 mass%，800 ℃時奧氏體固溶的C元素含量僅為0.30 mass%。奧氏體中固溶的C元素會影響奧氏體的穩定性，從而改變淬火組織中的殘留奧氏體的含量。另外從圖3（a）中可得到，碳化物VC的溶解溫度為1000 ℃。因此，本文設計不同淬火處理工藝：1020 ℃保溫120 min水淬+300 ℃回火16 min、800 ℃保溫120 min水淬+250 ℃回火6 min。為方便比較，冷軋低溫退火后的試樣標記為T300、不同溫度淬火試樣分別記為Q800和Q1020。

試樣用SiC砂紙打磨到2000目，隨后用4 vol%硝酸酒精溶液對打磨拋光后的金相試樣進行腐蝕。使用DM2500M型光學顯微鏡、TESCAN-VEGA3型掃描電鏡、X射線衍射儀（TD-3500，Cu靶Kα射線，管電壓30 kV，管電流20 mV，步寬0.02°，掃描速度2°/min）進行微觀組織觀察及物相分析。

2 實驗結果

2.1 微觀組織

圖4為冷軋中錳鋼的微觀組織。從圖4中可以看出，晶粒呈等軸狀，組織為奧氏體（γ）+鐵素體（α）+滲碳體（Fe3C）。采用Image Pro Plus統計，奧氏體晶粒尺寸約為4.5 μm。

圖5是Q1020試樣的微觀組織，主要由馬氏體以及殘留奧氏體組成，其中馬氏體呈板條狀。淬火溫度為1020 ℃時，奧氏體中固溶的C元素較多，穩定性好，因此淬火后殘留奧氏體量較多。在SEM下觀察發現，板條馬氏體束的夾角多為60°，殘留奧氏體分布在板條馬氏體之間。

圖6（a）是Q800試樣的微觀組織形貌，組織較為細小，并且有彌散分布的析出相。對圖6（a）中A、B點進行EDS分析，結果如圖6（c）所示。析出相主要為VC，VC的析出對提高中錳鋼屈服強度有較大作用。圖6（b）為TEM觀察到的組織精細結構，從圖中可以看出，馬氏體具有高位錯密度，部分馬氏體出現孿晶，組織為馬氏體+VC+殘留奧氏體。不同淬火溫度下的馬氏體晶粒尺寸分別為59 μm（Q1020）和1.35 μm（Q800）。

采用XRD對不同工藝處理后的試樣進行物相分析，結果如圖7所示。T300試樣檢測出γ相和α相的衍射峰，說明其組織主要為奧氏體+鐵素體，滲碳體由于量少，未能檢出。Q800試樣中只檢測出馬氏體衍射峰，是由于奧氏體和VC的量較少，也未檢出。從XRD結果可知，鋼中馬氏體為體心立方（BCC）結構，與文獻報道的結果一致。Q1020試樣主要由馬氏體+殘留奧氏體組成，說明高溫下奧氏體較為穩定，這與圖5中組織分析結果一致。采用物相定量分析計算方法，計算殘留奧氏體的體積分數約為40.6%。

2.2 力學性能

不同熱處理條件下中錳鋼的工程應力-應變曲線如圖8所示，曲線中沒有明顯頸縮現象，說明鋼具有優異的強度和塑性，力學性能列于表2中。由結果可知，Q800試樣屈服強度Rp0.2為1190 MPa， 抗拉強度Rm為1473 MPa， 是本實驗中力學性能最好的。與冷軋后的鋼（T300）相比，Rp0.2和Rm分別提高了41%和11%，這與組織中細小的馬氏體基體、高位錯密度以及VC析出相有關。Q1020試樣雖然強度較低，但塑性較好，伸長率A為32%，這是由于組織中有較多的殘留奧氏體，在拉伸變形過程中，由于相變誘導塑性（TRIP）效應，有效地延緩頸縮的發生。從圖8中還可以看出Q1020試樣和T300試樣在屈服后出現不同程度的鋸齒狀流變應力，即Portevin-Le Chatelier（PLC）效應，這與鋼中奧氏體穩定性的變化有關。本實驗中設計的不同處理狀態的中錳鋼強塑積都保持在30 GPa%以上，達到汽車用第三代高強鋼的要求。

3 結果與討論

從上述實驗結果可以看出，通過設計不同淬火溫度，改變奧氏體中固溶的合金元素含量，調整VC的析出，對中錳鋼組織和性能影響較大，800 ℃淬火+250 ℃回火的試樣（Q800）力學性能最好，組織為細馬氏體基體+VC+少量殘留奧氏體；1020 ℃淬火+300 ℃回火試樣（Q1020）試樣塑性優異，組織為馬氏體+殘留奧氏體。

Q1020試樣較好的塑性與變形過程中殘留奧氏體發生TRIP效應有關。即鋼中穩定存在的殘留奧氏體在變形過程中向馬氏體轉變引入了相變強化與塑性增長，從而延緩頸縮，改善加工硬化。圖9為中錳鋼不同溫度淬火后的加工硬化率曲線。Q1020試樣在應變低于5%時，加工硬化率快速降低，這主要與位錯增殖帶來的硬化效應小于位錯湮滅帶來的軟化效應有關；在應變為10%以后，曲線出現強烈的鋸齒狀波動，說明發生明顯的PLC效應和TRIP效應，并一直持續到結束，表明試樣中較高比例的殘留奧氏體可以持續提供強化效果并抑制頸縮的發生。使得Q1020試樣具有較好的塑性和抗拉強度。Q800試樣由于奧氏體量較少，未發生明顯的TRIP效應和PLC效應。

對Q1020拉伸試樣的微觀組織進行觀察（結果如圖10所示），與圖5對比可見，拉伸后組織中的馬氏體含量明顯增多，也說明TRIP效應確實發生。

Q800試樣具有高的屈服強度，強塑積為32.4 GPa%，在本實驗中力學性能最優。這主要與其細小的馬氏體組織和VC析出相等對力學性能的影響有關。Q800試樣馬氏體晶粒僅為1.35 μm， 屈服強度與晶粒大小的關系符合霍爾-佩奇（Hall-Petch）公式。晶粒細小使晶界變多，晶界是位錯運動的重要阻礙；在先產生滑移的晶粒中，必須塞積足夠數量的位錯，形成較大應力集中，才能使相鄰晶粒中位錯產生滑移。晶界增多時，晶粒內部位錯塞積長度變短，要使相鄰晶粒內位錯滑移，需施加更大的外加切應力，表現為宏觀屈服強度的提升。此外，在TEM分析結果（圖6b）中，觀察到組織中存在大量位錯。基于XRD的Williamson-Hall法被廣泛地應用于評價金屬材料內部位錯密度，W-H法認為，有效微應變ε可以用來描述因晶面間距變化而造成的衍射峰寬化：

令2εsin θ/λ為K，βcos θ/λ為ΔK，則ΔK與K呈線性關系，直線斜率為有效微應變ε，截距為0.9/D，根據ΔK和K作圖可以確定有效微應變ε和晶粒尺寸D，從而求得位錯密度，計算結果如圖11所示。

Q800試樣具有較高的位錯密度（5×1015/m2），使得塑性變形時位錯運動受到阻礙，鋼的屈服強度較高。Q800試樣由于淬火溫度較低，因此VC未溶解到奧氏體中，在淬火和回火過程中保留在組織中，尺寸細小且彌散分布，起到析出強化作用，有利于強度的提高。因此，Q800試樣在位錯強化、析出強化和細晶強化的共同作用下，強度提高。

4 結論

1） 冷軋中錳鋼組織為奧氏體+鐵素體+滲碳體，其強度較高，但塑性較差；經1020℃淬火+300 ℃回火后，組織為板條馬氏體+殘留奧氏體，塑性最好；高溫下淬火時奧氏體中固溶的C元素較高，奧氏體穩定性好；良好的塑性歸因于在變形過程中殘留奧氏體轉變為馬氏體發生相變誘導塑性效應；

2） 冷軋中錳鋼經800℃淬火+250 ℃回火后獲得細馬氏體基體+VC+少量殘留奧氏體，具有較高的屈服強度和抗拉強度，獲得了最佳的綜合力學性能，屈服強度為1190 MPa， 抗拉強度為1473 MPa， 伸長率為22%，強塑積為32.4 GPa%；在800 ℃時，奧氏體中固溶的C元素較少，穩定性差，淬火后易于轉化為馬氏體，馬氏體內部出現孿晶且具有高密度位錯，W-H法計算其位錯密度為5×1015/m2，高屈服強度源于位錯強化、細晶強化以及析出強化的共同作用。

本文摘自《材料熱處理學報》2024年第1期