近年来随着汽车制造业的快速发展,双相 钢^[1]、复相钢^[2]、相变/孪晶诱发塑性钢^[3]、淬火- 配分(quenched-partitioned,Q&P)钢^[4]等具有代表性的先进高强度钢得到了广泛的研究与开发,其中Q&P钢具备更高的强塑积,作为新一代先进高强度汽车用钢,可以更好地满足未来汽车轻量化、零部件成形、碰撞安全性等要求,是目前国内外研究的热点.

Q&P钢的生产工艺技术是采用离线热处理的方式,如果将Q&P工艺理念应用于普通热连轧生产线,那将对先进高强度Q&P钢的工业化生产及广泛应用起到巨大的推动作用.随着我国热轧带钢新一代TMCP(控轧控冷)技术^[5]的广泛推广应用(首钢迁钢与华菱涟钢超快冷系统已上线投产,首钢京唐超快冷项目也已启动),带钢轧后的冷却能力显著提高,更加便于高强硬相组织的获得,因此基于新一代TMCP技术的常规热连轧生产线对应用Q&P理念生产先进高强度汽车用钢具有巨大潜力,并奠定了工业化生产的可行性基础.

将Q&P工艺理念应用于热轧生产线^{[6, 7]},获得热轧Q&P钢的核心要点在于“过冷形变奥氏体相变控制”(由于引入轧制热变形,区别于传统热处理Q&P工艺中的无变形奥氏体相变行为)以及“非等温条件下碳分配控制”(在缓慢冷速的卷取冷却过程中完成碳分配及后续相变,区别于传统热处理Q&P工艺中的等温配分行为).本研究以经典低碳Si-Mn钢为研究对象,初步探索分析压缩变形在Q&P工艺中对组织相变的影响,为进一步将Q&P理念应用于热轧生产线工艺的研究奠定基础.

实验用钢在国内某钢厂150kg真空感应熔炼炉中冶炼,化学成分(质量分数,% )为:C 0.21,Si 1.61,Mn 1.63,Al 0.05,P 0.004,S 0.002,Fe 余量. 热模拟实验在MMS-200型热模拟实验机上进行；试样为钢锭经锻造、热轧、机加工等工序处理后而获得的圆柱试样,尺寸为φ8mm× 15mm.将试样以10℃/s的速率加热至950℃,保温后进行40 % 的压缩变形,见图 1a,然后以40℃/s的冷速将试样迅速冷却至280℃,温度稳定后再以10℃/s的速率加热至375℃进行等温配分,时间设定为45,150,1500s,最后以40℃/s冷至室温.与之对比,进行的无压缩变形实验工艺如图 1b所示.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 热模拟实验工艺示意图 Fig. 1 Schematic diagram of thermal simulation process (a)—压缩变形; (b)—无压缩变形.

试样经机械加工、研磨、抛光后,采用4 % 硝酸酒精溶液进行腐蚀,利用FEI Quanta 600扫描电子显微镜(SEM)对试样显微组织进行观察;电子背散射衍射(EBSD)分析在SEM上配置的EBSD装置上进行；试样经电解液(乙醇、水和高氯酸的体积比为13∶ 2∶ 1)电解抛光处理获得，采用JXA-8530F电子探针(EPMA)对试样中的碳、硅元素分布特征进行分析;利用X射线衍射仪(XRD)进行残余奥氏体量的测定.

试样在变形与未变形条件下的显微组织特征 如图 2所示.可见,试样经40 % 压缩变形后进行Q&P处理,显微组织中马氏体尺寸相对细小,见图 2a.与之对比,在未进行变形处理的试样中则包含一定量的粗大马氏体组织,如图 2b虚线区域所示.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图2 试样在375℃等温配分150s条件下的SEM图像 Fig. 2 SEM images of specimens treated by partitioning at 375℃ for 150s (a)—40 % 压缩变形; (b)—未变形.

试样进行Q&P热处理前,在高温奥氏体区引入压缩变形处理,会产生大量形变带和孪晶界等,显著提高了晶粒内部位错和亚结构密度,增加自由能,为后续相变提供了更多的形核位置.试样经高温变形获得的形变奥氏体直接影响了淬火后的马氏体组织特征,晶粒内的高密度位错及亚晶界有利于位错型马氏体的形成,对一次淬火马氏体转变具有显著的细化作用.同时,淬火过程中随着马氏体的不断生成,位错密度将进一步增加,马氏体转变与位错密度增加的相互作用会在相变过程中进一步分割细化组织.因此,与之对比,在无变形的Q&P热处理工艺下获得试样的组织中出现较为粗大的一次淬火马氏体(如图 2b所示).

为进一步分析压缩变形对组织亚结构的细化作用,利用EBSD对上述两试样的微观结构特征进行研究,结果如图 3所示.对比晶粒取向图(图 3b与图 3e)可见,引入压缩变形后,试样组织中的有效晶粒呈明显的长条状趋势,而未变形试样中则以较粗大的块状为主.由高温变形获得的形变奥氏体特征直接影响后续马氏体相变行为,形变奥氏体中积累了高密度的位错,进而由位错为边界形成的细小亚晶块为随后Q&P处理过程中生成的马氏体所继承,有利于获得更加精细的亚结构组织.由图 3c可见,马氏体组织多被具有小角度取向差(取向差小于15°)的板条结构所分割,同时原奥氏体晶界、马氏体板条束边界则为大角度晶界(取向差大于15°),其比例为72.5 % .与之对比,未进行变形处理的试样中组织亚结构较为粗大,大角度晶界比例较低,为65.7 % (见图 3f).相关研究^[8]表明,大角度晶界对裂纹的扩展具有显著的阻碍作用,因此,在Q&P热处理工艺中引入适当压缩变形,有利于细化组织的亚结构以及提高大角度晶界的比例,进而进一步改善材料的强度与韧塑性能.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图3 试样在375℃等温配分150s条件下的EBSD结果 Fig. 3 EBSD results of specimens treated by partitioning at 375℃ for 150s(a)—变形，质量图; (b)—变形，晶粒取向; (c)—变形，晶界取向差分布; (d)—未变形，质量图; (e)—未变形，晶粒取向; (f)—未变形，晶界取向差分布.

利用电子探针对40 % 压缩变形后经375℃等温配分150s条件下试样进行分析,碳元素分布特征如图 4所示.在淬火后进行的配分阶段,由于化学势的差异,通过碳原子的扩散,碳原子从马氏体富集到未转变奥氏体中,而高能的晶界与板条边界是碳分配过程中的扩散“活跃区”,因此这些区域易于形成碳富集区,使其稳定性提高.另一方面,随着等温配分的进行,淬火马氏体组织发生不同程度的分解,大量碳原子偏聚在晶界及马氏体板条边界附近,促进了富碳区的形成.富碳的未转变奥氏体具有较高的稳定性,并且由于引入压缩变形使得形变奥氏体中具有高密度位错,这也增加了奥氏体稳定性,同时也为配分中碳原子提供更有利的扩散通道,最终这些较为稳定的未转变奥氏体可以全部或部分保留至室温形成残余奥氏体.与未变形试样Q&P工艺相比,引入热变形的Q&P工艺更加有利于提高奥氏体稳定性^[9].

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图4 压缩变形试样在375℃等温配分150s条件下的EPMA结果 Fig. 4 EPMA results of the compressed specimen treated by partitioning at 375℃ for 150s (a)—形貌特征; (b)—碳元素分布特征.

利用XRD对不同配分时间下压缩变形试样中的残余奥氏体含量进行测定,XRD谱如图 5所示.可见,各试样中存在不同程度的(111)γ,(200)γ,(220)γ和(311)γ奥氏体衍射峰,经计 算,等温配分45,150和1500s的试样中残余奥氏体体积分数分别为9.8 % ,10.2 % 和7.9 % .

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图5 不同配分时间条件下试样的XRD谱 Fig. 5 XRD spectra of specimens by various partitioning time

随着配分时间的延长,试样的显微组织呈回火转变趋势,压缩变形试样在不同配分时间下的组织特征如图 6所示.可见,当配分时间由45s增加至1500s,马氏体板条逐渐变宽,部分发生间断,在配分时间达到1500s时,组织中出现较大量的碳化物析出相.

另外,在马氏体边界附近存在弯曲或不规则状的条块状耐腐蚀组织,如图 6a与图 6b中箭头所示.这是由于如前所述晶界附近易于形成碳富集区,进而提高了未转变奥氏体稳定性,最终以条块状的残余奥氏体或马奥岛的形式保留至室温,而其弯曲或不规则状的形貌特征除与回火转变有关外,可能还与配分过程中马氏体/奥氏体相界面的迁移有关.延长配分时间至1500s,伴随组织回火转变加剧,碳化物的析出最终导致室温下残余奥氏体含量的减少.

图 6(Figure 6)

Fig. 6

图6 不同配分时间条件下试样的SEM图像 Fig. 6 SEM images of specimens with various partitioning time (a)—45s; (b)—150s; (c)—1500s.

1) 在传统Q&P热处理工艺中引入压缩变形,可显著地细化马氏体组织,有利于获得更加精细的亚结构,提高了大角度(取向差大于15°)晶界比例.

2) 晶界以及板条边界附近为碳富集区,有利于提高奥氏体稳定性而残留至室温.

3) 随着配分时间的延长,试样的显微组织呈回火转变趋势,当配分时间增至1500s时,组织中析出较大量的碳化物析出相,导致残余奥氏体含量降低.