热冲压成形是一种成形-淬火一体化工艺，即成形与淬火在同一水冷模具中完成，是应汽车轻量化需求而发展起来的一种新型汽车冲压件加工工艺^{[1, 2]}. 现有热冲压成形汽车零部件的材料大多为含硼低碳钢^[3]，如Arcelor开发的硼微合金高强热成形钢22MnB5，其典型化学成分(质量分数，%)为C 0.25,Mn 1.40,Si 0.35,Cr 0.30,Ti 0.05,B 0.005;其屈服强度高达1 200 MPa，抗拉强度达1 500 MPa，但其延伸率仅为6%左右，对应的强塑积仅为9 000 MPa%左右，因此防撞和能量吸收能力欠佳.现有热冲压用钢较低的强塑积指标限制了热冲压成形汽车零部件的应用范围.

多种现有的超高强度钢，如双相(DP)钢，复相(CP)钢，相变诱发塑性(TRIP)钢，孪生诱发塑性(TWIP)钢，淬火-碳配分(Q&P)钢^{[4, 5, 6]}和淬火-碳配分-回火(Q&PT)钢^{[7, 8]}都具有较高的强塑积指标.但DP钢，CP钢，TRIP钢和TWIP钢的抗拉强度大多在1 000 MPa以下，采用冷冲压工艺即可成形.虽然新近开发的Q&P钢、Q&PT钢、直接淬火-碳配分钢^[9] 、奥氏体逆转变退火钢^[10]等基于TRIP效应强韧化机制^{[11, 12]}，实现了高达1 500 MPa的强度等级和超过20 GPa%的强塑积，但因其碳配分过程必须借助一个独立的等温工序才能完成而不能被直接应用于热冲压成形工艺.在最近的发明专利“一种基于动态碳配分原理的马氏体钢”^[13]中，本文作者之一指出碳配分也可以在淬火过程中，即在马氏体形成过程中动态完成，并给出了设计动态碳配分马氏体钢的原则和方法.

本文旨在通过材料成分设计得到一种基于动态碳配分概念的新型高延性热冲压成形用钢，并开展多种淬火配分工艺实验，对比研究动态碳配分工艺、传统Q&P工艺和Q&PT工艺对残余奥氏体稳定性的影响，并研究不同配分工艺对马氏体钢强塑性指标和冲击韧性的影响，探讨Q&P工艺在现有热冲压成形生产线上的应用前景.

为了在淬火过程中伴随着马氏体的形成而动态实现碳配分，实验钢应具有较高的马氏体开始转变温度M_s，因为这也是动态碳配分的开始温度，温度越高，碳的扩散速率越大，越有利于其在残余奥氏体中的富集.同时，实验钢应具有足够的淬透性，使其在较低的淬火速率下也可以形成马氏体.淬火速率越低，碳配分的时间越长，越有利于其在残余奥氏体中的富集.本实验钢在Q&P钢的基础上添加其他微合金元素设计而成，其具体化学成分(质量分数，%)为C 0.19，Si 1.55，Mn 1.53，Ni 0.95，Cr 1.01，Cu 1.01，B 0.0027，Al 0.025，Ti 0.033，Mo 0.45，S 0.004，P 0.008，Fe余量.其中C是奥氏体稳定元素，其含量影响马氏体相强度、残余奥氏体体积分数及钢的淬透性；Si和Al是碳化物形成抑制元素；Mn扩大奥氏体区，可降低奥氏体化温度，能显著提高钢的淬透性及降低M_s；Cr是固溶强化及碳化物形成元素，能有效提高钢的淬透性；Ni，Mo元素可以增大过冷奥氏体的稳定性，使连续冷却转变曲线右移，并降低M_s；B元素能够偏聚在奥氏体晶界并强烈阻止先共析铁素体的析出，有效提高钢的淬透性；Ti是氮化物和碳化物形成元素，通过形成细小弥散的氮化物来细化奥氏体晶粒并对N进行固定，避免BN的生成.

实验钢使用真空感应炉冶炼，浇注成钢锭，热锻成60 mm厚板坯，然后在箱式加热炉中将其加热至1 200 ℃，保温1 h；使用450 mm二辊可逆式热轧试验轧机，经5道次轧至12 mm厚钢板，随后空冷至室温.采用热膨胀法测得该类钢的A_c3=847 ℃，A_c1=720 ℃，M_s=370 ℃，M_f=224 ℃，马氏体临界冷速小于0.5 ℃/s.上述钢板被加工成55 mm×10 mm×10 mm标准夏比冲击试样(见GB/T 229—2007金属材料 夏比摆锤冲击试验方法)和小尺寸力学拉伸试样(如图 1所示)，按如下3种不同工艺进行处理：①模拟热冲压-动态碳配分工艺，试样以10 ℃/s的速度加热到950 ℃，并保温30 min，再分别以水冷和空冷两种方式将试样直接冷至室温；②Q&P热处理工艺，试样以10 ℃/s的速度加热到950 ℃，并保温30 min，之后将试样置于280 ℃或250 ℃的盐浴炉中，保温5 min或10 min，然后水冷至室温；③Q&PT热处理工艺，将前述两种工艺的试样再进行280 ℃或200 ℃回火，保温5 min或60 min.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 拉伸试样尺寸示意图 Fig. 1 Size of tensile sample

对标准冲击试样，采用Instron 9250HV落锤冲击试验机进行常温冲击试验.将冲击后的试样端部的材料制成金相(OM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射(XRD)和电子探针试样.金相试样经研磨抛光后，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液浸湿，采用光学显微镜和Zeiss Ultra 55场发射扫描电镜(SEM)进行组织观察.TEM试样采用机械减薄至0.05 mm，然后在高氯酸和无水乙醇的腐蚀液中进行电解双喷减薄，使用FEI Tecnai G2F20S-TWIN型场发射透射电镜(TEM)进行组织观察.XRD试样先经砂纸研磨后再经电解抛光，在D/max2400 X射线衍射仪上，使用CuKα辐射测定试样中残余奥氏体的体积分数，选用参数为：电压50 kV，电流150 mA，步长0.02 °，扫描角度范围40°~120°.利用JEOL JXA-8530F型场发射电子探针(EPMA)沿电子探针试样表面选定区域对碳等元素的分布进行面扫描和线扫描.采用万能电子拉伸试验机对小尺寸力学拉伸试样进行常温拉伸实验.

表 1为实验钢经不同碳配分工艺处理后的常温力学性能.可见该实验钢具有1 300～1 600 MPa的抗拉强度和大于12%的延伸率，其中的直接淬火(工艺(○,2))、直接淬火+回火(工艺(○,6))、碳配分+回火(工艺(○,10))工艺试样都具有超过20 GPa%的强塑积；直接水淬或空冷淬火下的试样具有不低于碳配分工艺下的强塑积；在相同淬火条件下，经回火处理后的试样其抗拉强度降低，但延伸率增大.由工艺(○,3)和工艺(○,4)可知，随着碳配分温度的升高，试样的残余奥氏体相增加，抗拉强度降低，延伸率下降，强塑积亦降低.

表 1

Table 1

表 1(Table 1)

表 1 实验钢热处理后的力学性能和残余奥氏体体积分数Table 1 Mechanical properties of the test steel and its volume fraction of retained austenite after heat treatment 工艺号 θPT/ ℃ tP/min θTT/ ℃ tT/min φRa/% Rm/ MPa A/ % Rm· A/(GPa·%) 备注 (○,1) 4.61 1568 12.26 19.229 WQ (○,2) 13.95 1432 13.97 20.009 AQ (○,3) 280 5 13.05 1371 12.93 17.740 Q&P (○,4) 250 5 10.07 1411 13.85 19.547 Q&P (○,5) 250 10 13.20 1367 14.44 19.749 Q&P (○,6) 280 5 3.67 1469 14.05 20.644 WQ&T (○,7) 280 5 11.23 1373 14.22 19.542 AQ&T (○,8) 280 5 280 5 11.62 1320 13.56 17.903 Q&PT (○,9) 250 10 200 5 12.65 1376 13.34 18.369 Q&PT (○,10) 250 10 200 60 9.47 1399 15.14 21.190 Q&PT 注:θPT,碳配分温度;tP,碳配分时间;θTT,回火温度;tT,回火时间;φRa,残余奥氏体体积分数;Rm,抗拉强度;A,延伸率;Rm·A,强塑积;WQ,水冷淬火;AQ,空冷淬火; WQ&T,水冷淬火+回火;AQ&T,空冷淬火+回火.

表 1 实验钢热处理后的力学性能和残余奥氏体体积分数Table 1 Mechanical properties of the test steel and its volume fraction of retained austenite after heat treatment

由式(1)淬火过程马氏体转变体积分数计算公式^[14] 可知，随着配分温度(此处等于淬火温度)的升高，奥氏体向马氏体转变量减小，残余奥氏体含量增加.另外，随着配分温度的升高，碳原子从马氏体向奥氏体的迁移扩散加快，马氏体的晶格畸变得到缓解.马氏体含量及其晶格畸变程度的降低都会使抗拉强度降低.

另外，由工艺(○,4)和工艺(○,5)可知，随着碳配分时间的延长，试样的延伸率增大，抗拉强度降低，但强塑积却有所提高，这是因为随着碳配分时间的延长，残余奥氏体中的碳含量增加，稳定性提高，TRIP效应增强，改善了材料的塑性^[15].由此可见，Q&P钢的塑性既与残余奥氏体的体积分数有关，也与残余奥氏体的稳定性有关.另外，由工艺(○,9)和(○,10)可知，随着回火时间的延长，实验钢的抗拉强度和延伸率都有一定程度的增加，这可归功于碳化物的析出.

图 2a~图 2c分别为实验钢经工艺(○,1)，(○,2)，(○,3)后获得的微观组织，由板条马氏体和分布其间的残余奥氏体构成,板条内部含有高密度位错.图 2d，e和f及图 2g，h和i分别为经过上述三种工艺处理后再经280 ℃回火5 min后的微观组织及对应的高放大倍数图像.由图可见，经280 ℃回火的直接水淬试样的马氏体板条中观察到明显的短杆状的ε碳化物析出物(图 2g)，而经空冷淬火和碳配分处理的回火试样中则观察到明显的马氏体孪晶组织.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 经过淬火、Q&P和回火处理的实验钢的TEM图像(A为短杆状的ε碳化物，B为孪晶) Fig. 2 TEM images of test steel treated by quenching, Q&P and tempering(A—ε carbide，B—twins)(a),(b),(c)—淬火组织； (d),(e),(f)—回火组织；(g),(h),(i)—回火亚结构组织 .

图 3给出了实验钢经不同工艺处理后的残余奥氏体体积分数和室温冲击功.由图可见，直接水淬(工艺(○,1))试样中的残余奥氏体体积分数仅为4.5%左右，而经280 ℃碳配分处理(工艺(○,3))试样中的残余奥氏体体积分数则高达13%左右，空冷淬火(工艺(○,2))试样中的残余奥氏体体积分数更高.结果表明，随着残余奥氏体体积分数的增加，实验钢的冲击性能得到改善.这是残余奥氏体TRIP效应的增强改善材料韧性的结果.但在280 ℃对上述3种工艺试样进行5 min回火后，其中的残余奥氏体体积分数都有所减少，但是试样的冲击功却显著增加.该现象表明：实验钢中可能存在两种残余奥氏体^[16]，其微观形貌和稳定性都不相同.一种是呈膜状的更稳定的残余奥氏体，另一种是呈块状的较不稳定的残余奥氏体.后者在塑性变形前或其早期易转变为新马氏体，这种脆性的新相很可能成为微裂纹，进而导致材料断裂，它对材料的韧性改善几乎没有贡献.但在回火过程中，这种块状的不稳定的残余奥氏体可能分解为贝氏体或其他组织，而膜状的、稳定的残余奥氏体可能通过碳配分进一步增强其稳定性，提高TRIP效应，改善材料韧性.另外，回火过程中ε过渡型碳化物的析出或退火孪晶的形成对材料韧性的改善也有所贡献^[17].

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 残余奥氏体对实验钢冲击韧性的影响 Fig. 3 Effect of retained austenite on impact energy

图 4，图 5分别是实验钢经过工艺(○,1)、(○,2)和(○,3)处理后的电子探针面扫描碳浓度照片和对应区域的背散射电子成像，图中清晰地显示出碳浓度分布与显微组织形貌的紧密对应关系.由图 4可见：实验钢经水淬到室温后，在板条边界处能观察到有较明显的碳偏聚；经280 ℃配分5 min后，在板条边界处能观察到有明显的碳偏聚；而经空冷到室温后，在板条边界处碳偏聚非常明显.这表明实验钢在马氏体形成及随后的冷却过程中发生了动态碳配分，并且动态碳配分的程度与冷却速度有关，即冷却速度越小，碳配分的程度越强.由于碳配分是碳从马氏体向残余奥氏体相的偏聚过程，上述各电子探针扫描照片中所显示的碳浓度偏聚区所对应的组织极有可能就是残余奥氏体相.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 实验钢经直接淬火和Q&P处理后的电子探针面扫描照片 Fig. 4 EPMA mapping images of test steel treated by direct quenching and Q&P process(a)—水淬到室温； (b)—空冷到室温; (c)—280℃配分5min.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图 5 实验钢经直接淬火和Q&P处理后的电子探针面扫描背散射电子成像 Fig. 5 EPMA electron images of test steel treated by direct quenching and Q&P process(a)—水淬到室温； (b)—空冷到室温; (c)—280℃配分5min.

1) 在连续冷却淬火的实验钢试样中观察到动态碳配分现象，碳配分强度与冷却速度相关，空冷淬火试样的碳配分强度高于直接水冷淬火试样和传统Q&P工艺试样.

2) 通过合金成分设计开发出了仅通过空冷淬火即可得到抗拉强度超过1 400 MPa、延伸率在14%左右、强塑积大于20 GPa%、室温冲击功大于40 J的位错型马氏体钢，因其碳配分过程是在连续冷却过程中动态完成，完全满足热冲压成形工艺对成形淬火一体化的时间要求，可作为具有高强塑积的热成形用钢.

3) 碳配分或动态碳配分处理能够增强实验钢残余奥氏体的稳定性，其残余奥氏体体积分数可由4%左右增加到10%以上，冲击韧性由约 40 J 提高到50 J左右.低温回火处理虽少量降低了残余奥氏体体积分数，但冲击韧性却有较大幅度的提高.这表明实验钢可在烘烤过程中改善其韧性.