微合金化对Q_P钢组织性能影响的研究进展_曾金.pdf

淬火配分(Q&P)钢属于汽车用第 3 代先进高强度钢,广泛应用在汽车和特种装备领域。合金元素可以改善 Q&P 钢中碳原子配分、晶粒尺寸、组织分布形态以及相变温度点等,从而提升 Q&P 钢的综合性能。本文综述了微合金元素对 Q&P 钢组织性能影响的研究进展,阐述 Q&P 钢的理论发展,重点介绍了 Q&P 钢的合金成分、显微组织和力学性能之间的关系,最后对 Q&P钢微合金化的未来发展趋势进行了展望。关键词:Q&P 钢;微合金化;显微组织;力学性能中图分类号:TG142.3 文献标志码:A 文章编号:1009-6264(2023)07-0001-12收稿日期:2022-12-13 修订日期:2023-02-28作者简介:曾 金(1998),男,硕士研究生,主要研究方向为金属材料,E-mail:2022202162 。通信作者:栗克建(1988),男,高级工程师,博士,主要研究方向为先进钢铁材料,E-mail:likejiann 。引用格式:曾金,栗克建,高翔,等.微合金化对 Q&P 钢组织性能影响的研究进展J.材料热处理学报,2023,44(7):1-12.ZENG Jin,LI Ke-jian,GAO Xiang,et al.Research progress on effect of microalloying on microstructure and properties of Q&P steelJ.Transactions of Materials and Heat Treatment,2023,44(7):1-12.Research progress on effect of microalloying on microstructure and properties of Q&P steelZENG Jin1,LI Ke-jian1,GAO Xiang2,LIU Bo3,CAO Peng-jun1,MA Ming-tu2,4(1.School of Metallurgy and Materials Engineering,Chongqing University of Science and Technology,Chongqing 411331,China;2.China Automotive Engineering Research Institute Co Ltd,Chongqing 401120,China;3.School of Mechanical Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China;4.Zhongxin(Chongqing)Ultra-High Strength Materials Research Institute Co Ltd,Chongqing 401326,China)Abstract:Quenching and partitioning(Q&P)steel belongs to the third generation of advanced high-strength steel for automobiles,and is widely used in the fields of automobiles and special equipment.Alloying elements can improve the carbon atom partitioning,grain size,microstructure distribution and transformation temperature point of the Q&P steel,thus improving the comprehensive properties of the Q&P steel.This paper summarizes the research progress on the effect of microalloying elements on the microstructure and properties of the Q&P steel,decribes the theoretical development of the Q&P steel,and expounds the relationship between the alloy composition,microstructure and mechanical properties of the Q&P steel.Finally,the future development trend of microalloying of the Q&P steel is prospected.Keywords:Q&P steel;microalloying;microstructure;mechanical property 随着社会经济发展的要求,钢铁材料的发展逐步向绿色、轻量化等方向发展。同时随汽车和特种装备轻量化和安全性能要求的提高,促进了先进高强度钢的快速发展。淬火配分(Q&P)钢属于第三代高强度钢,其特征是以高强度的体心立方(BCC)结构为基体,同时具有高稳定性面心立方(FCC)结构的复合组织,其抗拉强度可以达到 1200 MPa,并且断后伸长率可以达到 15%以上,因此,Q&P 钢因其良好的强韧性,而广泛应用于汽车关键零部件。Q&P 钢的热处理工艺过程为:首先将试验钢加热至约奥氏体温度(约 900)保温,得到完全奥氏体化组织,接着又迅速冷却至马氏体转变起始温度(Ms点)-转变结束温度(Mf点)中间的温度区间,获得马氏体与奥氏体混合组织,然后在配分温度(PT)进行保温,使得碳原子 材 料 热 处 理 学 报第 44 卷从马氏体基体中向奥氏体迁移,从而在室温下获得贫碳马氏体组织和富碳的残留奥氏体组织。为了进一步提高室温下残留奥氏体稳定性与体积分数,研究发现微合金元素(如 Mn、Si、Al、Cu 等)可以有效地提高残留奥氏体的稳定性和体积分数,且具有生产成本较低,加工周期较短的优点。基于此,本文综述了 Q&P工艺理论的发展,阐述了微合金化对 Q&P 钢组织性能的影响,并对 Q&P 钢的进一步升级和后续发展进行了展望。1 Q&P 工艺理论发展 1960 年,Matas 等1研究发现在回火热处理时,试验钢体积分数为 50%的马氏体的碳浓度要比体积分数为 90%的马氏体试验钢低,利用 X 射线首次在室温下检测到残留奥氏体基体中明显的 C 元素富集。随着材料显微表征技术的提高,Thomas 等2-3又利用原子探针和场离子显微镜等手段发现钢在淬火完成后,在残留奥氏体中会存在富碳现象,论证了碳原子可由马氏体向奥氏体扩散。后来,徐祖耀院士等4-5对其进行了计算,在配分全过程中碳原子扩散速度与马氏体形成速度保持一致,计算发现残留奥氏体中富碳均匀化时间晚于马氏体成形时间一个数量级,表明低碳马氏体形成时可能存在碳的扩散。2003年,Matlock 等6结合前期理论,首次提出 Q&P 处理工艺,其热处理工艺及组织演变过程如图 1 所示。Matlock 对该工艺机理的热力学和动力学做出了相关假定,在整个配分全过程中有如下 3 个约束条件:1)碳从马氏体向奥氏体分配的驱动力是马氏体与奥氏体中不等的化学势所引起,当碳在马氏体和奥氏体中的化学势相等时,就是 C 由马氏体向奥氏体迁移结束的时候;2)在整个碳分配过程中,马氏体/残留奥氏体的相界面基本保持不变,即相界面上的铁原子或者其他原子不发生短程迁移;3)在碳分配完成的全过程中,不存在碳化物的析出,即全部的碳原子都用于增强奥氏体的富集度与稳定性。满足以上 3 个假设状态时,就满足碳配分热力学模型为“约束条件准平衡”(Constrained paraequilibrium)态,简称 CPE模型。随后,Hillert 及 Agren 等7-8通过对定义及适用条件进行相关讨论后,Matlock 将 CPE 模型更改为Constrain carbon equilibrium(CCE)模型,进一步更正了约束条件准平衡理论。钟宁9通过试验发现试验钢在 Q&P 处理过后,在奥氏体/马氏体相界面发生异动,从理论计算的角度验证 Q&P 工艺处理过后,界面上铁原子存在扩散的热力学条件,修正了 CCE 热力学模型的限制条件(奥氏体/马氏体相界面不发生异动)。近年来,Dai 等10又新提出了置换型合金元素平衡理论 Local equilibrium(LE)模型,可以更准确地预测 C 元素的分配行为在相界迁移现象。以上理论为 Q&P 工艺的发展和优化奠定了坚实基础。图 1 Q&P 热处理工艺及组织演变过程示意图6Fig.1 Schematic diagram of Q&P heat treatment process and microstructure evolution process6(注:AT、PT 分别代表奥氏体化温度、碳分配温度。Note:AT and PT respectively represent austenitizing temperature and carbon partitioning temperature.)2微合金元素对 Q&P 钢组织性能的影响 Q&P 钢组织形态、力学性能等都与钢中的合金成分有着密切联系。合金元素会直接影响 Q&P 钢中马氏体与奥氏体相变温度,其次还直接影响钢中残留奥氏体的稳定性。研究学者在 Q&P 钢中加入 Si、Mn、Al、Cu、Nb、V、Ti 等元素,证实可以大幅优化 Q&P钢的显微组织与力学性能,相关学者与企业试制出部分改进型的 Q&P 钢的化学成分见表 111-20。但是,过多合金元素含量不仅成本过高而且还会恶化钢的力学性能,容易导致脆断以及裂纹的萌生,严重影响Q&P 钢的韧性。2.1 碳、锰、硅元素对 Q&P 钢的影响 C、Mn、Si 三种合金元素是 Q&P 钢系列的基本合金成分,会对 Q&P 钢的物理化学性能产生重要影响。同时,C 和 Mn 又是典型的奥氏体稳定元素,在 Q&P热处理过程中与奥氏体稳定性有关的问题得到了广泛的研究。Q&P 钢配分过程,C 元素提高往往带来 C 配分效果提高,使之强塑积提高。合理的配分时间与配分温度能使 C 元素不但可以强化马氏体组织,还能2第 7 期曾 金等:微合金化对 Q&P 钢组织性能影响的研究进展 表 1 部分改进型 Q&P 钢的化学成分11-20Table 1 Chemical compositions of some improved Q&P steels11-20CMnSiPSAlTiCrMoNiVNbFeEdmonds110.21.541.5-3-Moor120.171.650.38-1.11-Zhang130.241.881.47-0.03-Raami140.200.650.350.0210.001-13.27-Q&P1180150.22.51.50.0150.005-Wang160.32.941.570.00360.0390.0039-0.004-Peng170.22.111.49-0.810.035-0.220.045Q&P980150.1881.260.0130.0020.0450.0450.0040.0190.0070.015-Zhong180.21.51.50.0060.0050.044-0.130.003-0.05Ren190.291.491.470.26-0.09-0.03Dong200.250.290.390.0050.001-0.970.850.0260.0890.012Bal.固溶在奥氏体基体当中来扩大 区,以增强残留奥氏体的稳定性。但是,单纯 C 含量的提高会导致在连续冷却过程中出现大量孪晶马氏体以及 C、Mn 化合物导致无法获得大量残留奥氏体,使钢的韧性显著降低21。为此,在淬火-配分(Q&P)工艺中 Mn 元素的添加与 C 元素协同配合可扩大具有马氏体-奥氏体微观复合相结构,是生成具有超高强度钢的新途径22-23。Khknen 等24研究了 C、Mn 在 Q&P 钢中的作用,发现当 Mn 含 量 恒 定 时,C 含 量 由 0.2 mass%增 加 到0.4 mass%,通过单轴拉伸试验评估试验钢的力学性能,表明屈服强度(Rp0.2)是随 C 含量增加而增强,结果见图224。Maheswari 等25研究了3 种 C、Mn、Si 不同含量的Q&P 钢,Mn 含量越高,在拉伸试验中钢就越可以保留更多的残留奥氏体。通过场发射扫描电镜(FESEM)分析断裂显微组织可以看到材料的断裂截面出现更密 图 2 不同 C 含量试验钢的屈服强度随分配时间的变化24Fig.2 Variation of tensile strength of the experimental steels with different C contents with partitioning time24集细小的韧窝(图 3),从断口形态判定合适的 Mn 元素添加具有提高 Q&P 钢强度和韧性的双重作用。图 3 试验钢断裂表面 FESEM 显微组织25(a)Mn-1.22;(b)Mn-1.57;(c)Mn-1.852Fig.3 FESEM microstructure of fracture surface of the experimental steels25(a)Mn-1.22;(b)Mn-1.57;(c)Mn-1.852 Grajacr 等26研究发现,Mn 含量每增加 1%,Ms就会降低约 30.4,使得奥氏体相区扩大,促使相变诱导塑性(TRIP)效应更容易发生。同时,Seo 等27利用三维原子探针层析成像技术(3DAPT)为中锰钢在 Q&P 加工过程中间隙 C 和置换 Mn 和 Si 的配分提供了直接的原子尺度证据,如图 4 所示。通过元素扩散模拟试验证实 Mn 元素还可以有效地抑制珠光体转变,并且 Mn 元素的均匀化程度随时间和温度增加而增加,尤其是在配分时间为 1800 s 以上时均匀化程度明显提高,这表明在 Q&P 工艺的分配阶段,发生了短程替代合金元素分配,与试验结果良好吻合。吝章国28采用热膨胀的试验并结合相变引起体积变化3 材 料 热 处 理 学 报第 44 卷图 4 中 Mn 钢的板条马氏体微观结构中 3D 原子探针数据27(a)Fe、C、Mn、Si 和 Cr 的 3D 原子探针数据;(b)Mn、Cr、Si 和 C 沿 C 原子图中箭头方向的浓度分布Fig.4 3D atom probe data in lath martensite microstructure of medium Mn steel27(a)3D atom probe data for Fe,C,Mn,Si and Cr;(b)concentration distribution of Mn,Cr,Si and C along the direction of the arrow in the C atom figure的晶体学理论方法研究了 Mn 元素配分规律,发现中Mn 钢经 Q&P 工艺处理后,中锰 Q&P 钢表现出超细晶粒和亚稳态的变形特征,还观测到 Mn 元素在残留奥氏体中发生富集现象,通过力学试验测试,其抗拉强度达到 1200 MPa,伸长率为 36.2%,得到了良好的强韧性匹配关系。后来,赵征志等29通过扫描电镜(SEM)与电子背散射衍射(EBSD)手段对试验钢经过 450 配分 60 s 后进行显微分析,发现试验钢沿轧向存在一定的微区偏析,导致富 Mn 区的残留奥氏体为连续存在,其形态为小块为主,但其抗拉强度达到 1518 MPa、伸长率为 15.2%、强塑积为 23 GPa%。但是过量的 Mn 元素,虽然使残留奥氏体过于稳定,但是不利于相变诱导塑性(TRIP)机制发生,且冶炼、轧制过程中易出现白点,降低了钢的塑韧性和焊接性。总之,Mn 元素的添加量与 Q&P 热处理工艺是决定材料显微组织的主要因素,对 Q&P 钢的性能影响显著。当钢中同时存在 Si 和 Mn 元素时,Si 元素既可以加剧 Mn 元素的富集,还能对 C 原子起到拖曳作用,从而避免贝氏体的生成,促进残留奥氏体的形成,为C 原子的配分行为提供有利条件。Linke 等30研究了含 Si 元素的 22MnB5 热冲压钢通过 Q&P 工艺处理后的显微组织变化。发现 Si 含量在 0.50.8 mass%时,虽然有效减缓了马氏体板条间的渗碳体沉淀析出,但是并不能有效地使残留奥氏体稳定保留下来,只有当 Si 含量体积分数为 1.5%时,钢中的残留奥氏体(RA)体积分数才会明显增加,且钢的断后伸长率也随 Si 含量增加而增加。Ghosh 等31利用 Gleeble热模拟机进行 DQ&P 模拟,设计出一种合适的 DQ&P工艺路线。通过扫描电镜观测含 Si 钢的显微结构,发现有明显的链岛状碳化物析出(如图 5)31,且随Si 含量增多而减少,说明 Si 元素可以阻止碳化物的长大。高鹏飞32也研究了 Si 对 Q&P 钢的影响,发现Si 含量的变化会直接影响相变温度的变化。高 Si 含量的钢在临界温度区时,铁素体比例占比较高,有利于临界区等温时 C 原子在残留奥氏体中的富集,并改善了奥氏体组织的稳定性,最终提升了材料的抗拉强度和断后伸长率。特别在 Si 含量增加到 2.5%时,可以获得最多的残留奥氏体体积比例(图 6),同时,其力学性能也表现最佳,伸长率为 19.1%,抗拉强度为 1352 MPa。但是,过量的 Si 含量容易在钢中生成化合物,如硅酸盐等,它可能导致表面涂层质量恶化,直接影响钢材的加工性能。因此,在合理范围内提升Si 含量,有助于材料综合性能提升。2.2 铝、铬、镍含量对 Q&P 钢的影响 合金元素 Al、Cr 作为非碳化物形成元素,在第一次淬火和配分过程中,对渗碳体析出有强烈的抑制作用,能显著延缓和阻止奥氏体中渗碳体的析出,保证有足够的碳原子从马氏体向奥氏体扩散,从而促进 C从马氏体扩散至残留奥氏体33。同样,Ni 元素也是一种强的奥氏体稳定元素,由于 Ni 对溶质具有拖曳作用,加入合适的 Ni 可以抑制再结晶过程中晶粒的长大,大大提高了残留奥氏体的稳定性,在 Q&P 工艺中具有十分重要的作用34。董辰等35研究 连 续 冷 却 过 程 中 Al 元 素 对CMnAl-Q&P 钢相变及显微组织的影响,发现 Al 元素的添加明显提高了相变温度,在 1100 时仍然发现铁素体的存在,不容易得到单一奥氏体区。康人木等36经碳准平衡热力学(CCE)模型计算过后,对钢中合金成分进行优化,以 1.5 mass%的铝代替原来的4第 7 期曾 金等:微合金化对 Q&P 钢组织性能影响的研究进展 图 5 不同 Si 含量的 DQ&P 钢显微组织31(a)高 Si 含量;(b)中 Si 含量;(c)低 Si 含量Fig.5 Microstructure of the DQ&P steels with different Si contents31(a)high Si content;(b)medium Si content;(c)low Si content(注:TM 为回火马氏体;M/A 为马氏体与残留奥氏体岛。Note:TM is tempered martensite;M/A is martensite and retained austenite island.)图 6 Q&P 试验钢的残留奥氏体体积分数与平均碳含量及工程应力-应变曲线32(a)残留奥氏体体积分数与平均碳含量柱状图;(b)工程应力-应变曲线Fig.6 Volume fraction of retained austenite,average carbon content and engineering stress-strain curves of the Q&P steels32(a)histogram of volume fraction of retained austenite and average carbon content;(b)engineering stress-strain curves硅 元 素,经 过Q-P-T(Quenching-Partitioning-Tempering)热处理后,通过透射电镜(TEM)观察发现,在瞬时配分过程中发现有纳米级的碳化物和百微米的大尺寸相从基体中析出。结合残留奥氏体分布状态与试验钢的第二相析出形态综合考虑,是由于试验钢的初始板条马氏体的回火转变影响了碳分配-回火的时间使得试验钢的抗拉强度达到 1260 MPa;伸长率达到 18%,得到了极好强韧匹配性的多尺度、多形态新型高强度钢。Yi 等37在试验钢中添加了 3.5 mass%的 Al,再结合淬火与回火配分工艺(Q-T&P)对其处理,结果表明,在回火处理过后,试验钢的显微组织中析出了大量的铁素体,以及在残留奥氏体中出现了富碳现象。但是,对碳化物抑制效果并不好,表明Al 元素对 Q&P 钢的影响有明显不同,需要开展深入研究。Jirkov 等38通过对比 42SiCr 钢与 42SiMn 钢在相同淬火配分工艺下的试验结果,研究 Cr 元素对经 Q&P 处理后的试验钢组织变化,发现在 42SiMn 钢中显微组织由大部分马氏体和少量铁素体和贝氏体组成,沿原奥氏体晶界发现残留奥氏体比例仅为5%,其极限抗拉强度为 1204 MPa,伸长率达到 16%。而在 42SiCr 钢中极限抗拉强度为 1993 MPa,伸长率达到19%,证实了 Cr 元素的添加会提高 Q&P 钢的综合力学性能。Kim 等39通过在 Fe-0.3%C-1.5Mn-1.5%Si 钢中加入不同含量的 Ni 元素,结果表明试验钢不但降低了 Ms点与 Tmax(Tmax为获得最大残留奥氏体分数的温度)温度转变线,而且还可抑制再结晶过程中的晶粒生长,使得大部分马氏体晶粒尺寸得到细化(图 7)。通过进一步对比 Ni-0 钢与 Ni-2 钢的EBSD 的反极图(IPF)和图像质量图(IQ 图)(图 8),表明残留奥氏体主要分布在马氏体晶界或者马氏体板条之间,并细化了残留奥氏体的晶粒尺寸,进而判断 Ni 元素的添加可以促使试验钢的抗拉强度和伸长率均得到提高。5 材 料 热 处 理 学 报第 44 卷图 7 不同 Ni 含量的 Q&P 钢显微组织39(a)0.033Ni;(b)1.012Ni;(c)1.986NiFig.7 Microstructure of the Q&P steels with different Ni contents39(a)0.033Ni;(b)1.012Ni;(c)1.986Ni图 8 不同镍含量 Q&P 钢的 EBSD 分析结果39 (a,b)Ni-0 钢;(c,d)Ni-2 钢;(a,c)IPF;(b,d)IQFig.8 EBSD analysis results of the Q&P steels with different nickel contents39(a,b)Ni-0 steel;(c,d)Ni-2 steel;(a,c)IPF;(b,d)IQ2.3 铌、钒、钛元素对 Q&P 钢的影响 通过 Nb、V、Ti 作为微合金化元素加入钢中形成相应的碳化物、碳氮化物等影响钢材组织与性能。如Nb 元素就广泛用于抑制再结晶的发生,提高材料的再结晶温度。在 Q&P 工艺中可以形成碳化铌达到沉淀强化的作用,并能有效保持奥氏体的变形结构,起到细化晶粒的作用40-41。徐祖耀院士等42-43在 Q-P 工艺基础上,向钢中添加碳化物形成元素如 Nb、V、Ti 等引入沉淀强化机制,提出 Q-P-T 工艺,即淬火后经碳配分外,并使马氏体和残留奥氏体内析出弥散的复杂碳化物,得到的组织为板条上有复杂碳化物析出的纳米尺寸的马氏体以及板条之间分布的残留奥氏体。另外,向钢中添加的碳化物形成元素除了弥散强化作用外,还可以起到细晶强化的作用,使其抗拉强度达到 2000 MPa,强塑积达到 24 GPa%。北京科技大学林利等44基于传统的热成型钢的塑性差、冲击韧性低、弯曲吸能有限、氢致延迟断裂等潜在不足进行了优化设计,其优化思路主要是去硼加铌、镍,再结合一步 Q&P 热处理工艺,使钢中产生大量 Nb 纳米析出物,进而提高试验钢的析出强化效应以及淬透性。试验结果表明,在 230 保温 30 s 后,试验钢的综合力学性能达到最佳,在保持超高强度的同时,塑性得到显著提高,满足了汽车用钢要求,为热冲压成型钢 Q&P 处理提供试验参考与理论依据。Zhen 等45设计了一种新型 Nb、Mo 微合金化 Q&P 钢,通过不同冷却速率试验得到了材料的 CCT 曲线,结果表明试验钢中的 Nb 元素降低了珠光体和铁素体的相变点,使得先共析铁素体和珠光体的相变终点分别向右下方移动 100 和 50。而当冷却速率大于 5 s-1时,还可以得到马氏体组织来提高钢的强度。但是,并没有对材料的力学性能进行详细表征。Zhong 等46着重研究了含 Nb 微合金化的热轧低碳钢经新型(Q-P-T)热处理工艺后的力学性能,表明经 Q-P-T 工艺处理后的含 Nb 微合金化低碳钢的抗拉强度达到 1500 MPa 以上,断后伸长率可达15%。Zhou 等47也做了类似的工作,在含 Nb 的低碳钢中经 Q-P-T 热处理后显微组织的变化与 Zhong所观测的显微组织类似,经 Q-P-T 工艺处理后都会导致板条马氏体的间距明显变细,以及获得细小且呈薄膜状的奥氏体(图 9)。但是,Zhou 认为高强度源于自位错型马氏体板条和马氏体基体中分散分布的FCC 结构的 NbC 或 HCP 结构的-碳化物起到了强6第 7 期曾 金等:微合金化对 Q&P 钢组织性能影响的研究进展 化作用,而良好的韧性归因于马氏体板条之间大量残留奥氏体薄片的 TRIP 效应。吝章国等48也通过连续退火热模拟机模拟不同 Nb 含量的 Q&P 钢,发现在退火后 Nb 元素会使试验钢的显微组织发生明显变化。詹华等49在 C-Si-Mn 系淬火配分钢中也添加了Nb 元素。发现其试验结果与吝章国的试验结果基本类似,都有效细化了组织,增强了材料力学性能。但詹华等49认为含 Nb 钢的强塑性的改善并不是单一靠残留奥氏体所引起的积极成效,而是细化晶粒、析出强化多方面综合改善其强塑性。图 9 Q&P 钢的 TEM 精细结构47(a)425,30 s,明场像;(b)425,30 s,残留奥氏体暗场像;(c)选区电子衍射(SAED)花样;(d)350,30 s,明场像;(e)350,30 s,残留奥氏体的暗场像;(f)SAED 花样Fig.9 TEM fine structure of the Q&P steel47(a)425,30 s,bright field image;(b)425,30 s,dark field image of retained austenite;(c)selected area electron diffraction(SAED)pattern;(d)350,30 s,bright field image;(e)350,30 s,dark field image of retained austenite;(f)SAED pattern 龙军等50系统比较了含 V 钢和无 V 钢的组织性能,将 0.24C-1.50Si-1.90Mn(0V 钢)和 0.24C-1.50Si-1.90Mn-0.16V(0.16V 钢)作为研究对象,发现当配分温度(PT)在 380 时,含 V 与不含 V 的试验钢中都主要是固溶体与铁素体组成的复相,可以达到固溶强化的作用。还观测到 0.16V 的试验钢晶粒得到细化(图 10),其中彩色颗粒为 FCC 晶体结构的残留奥氏体,观测到 0.16V 的样品 RA 比 0V 的更为细小,说明 V 元素也可以改善钢的塑性和强度。通过添加 Ti 元素是可以达到弥散强化的作用。邓杰等51借助透射电镜(TEM)与扫描电镜(SEM)等研究了含钛中锰钢经淬火-配分(Q&P)工艺处理后的显微组织,发现基体主要为板条状马氏体与残留奥氏体,同时含有大量的微米级的 TiN 析出起到钉扎基体的作用,主要有 Ti、Mo、Fe 元素生成的(Ti,Mo)C 混合析出相,说明添加 Ti 元素后促进了基体界面能的偏聚,减少了界面能,提高粗化的驱动力,引起位错滑移的阻力变大,进而提高了试验钢的强度和硬度,使得抗拉强度大于 1500 MPa,屈服强度达到 1000 MPa以上,显微硬度可达 542.2 HV。2.4 Cu 元素对 Q&P 钢的影响 传统 Q&P 钢中残留奥氏体(RA)的稳定主要依赖于 C、Mn 的分配。与单次大量添加 C、Mn 相比,Cu的加入可能更适合于奥氏体的保留和提高残留奥氏体的稳定性。但对 Q&P 钢中关于 C、Mn、Cu 多元协同配分及其对纳米级析出相和微观组织细化的联合强化机制研究并不多见,为此,通过添加 Cu 使纳米富 Cu 析出相与超细组织相结合是未来提高 Q&P 钢力学性能的一种极具潜力的方法。陈连生等52对含 Cu 低碳硅锰钢采用 I&Q&P 热处理工艺,研究了在双相区 Cu 的配分行为,并分析了 Cu 对马氏体组织形貌、残留奥氏体及力学性能的影响规律。结果表明,经过淬火-配分工艺处理后,得到马氏体和铁素体双相混合组织,且 C、Cu 和 Mn7 材 料 热 处 理 学 报第 44 卷 图 10 配分温度为 380 时残留奥氏体在基体上的分布50(a)0V,60 s;(b)0V,360 s;(c)0V,1200 s;(d)0.16V,60 s;(e)0.16V,360 s;(f)0.16V,1200 sFig.10 Distribution of retained austenite in the matrix at partitioning temperature of 380 50(a)0V,60 s;(b)0V,360 s;(c)0V,1200 s;(d)0.16V,60 s;(e)0.16V,360 s;(f)0.16V,1200 s三种元素均在马氏体中有明显的富集现象,尤其 Cu元素配分明显,但不影响 C、Mn 配分行为,由此可见Cu 配分可以在 Mn 配分的基础之上进一步提高双相区元素配分效果。Hu 等53研究也发现 Cu 不仅会发生富集现象,在临界退火过程中还会形成大尺寸析出物,又在回火过程中形成细小颗粒。这些分级 Cu 颗粒将铁素体的屈服强度提高了约 267 MPa,这补偿了退火和回火的软化效应。回火后残留奥氏体的稳定性显著提高,这归因于在临界退火后冷却过程中形成的马氏体进一步将 C 和合金元素分配到残留奥氏体中,这有助于可持续的加工硬化和良好的延展性。为了进一步提高 Q&P 钢的综合力学性能,Wang 等54在传统 Q&P 钢中加入 Cu,也对含 Cu-Q&P 钢和无Cu-Q&P 钢进行了临界间 Q&P 工艺处理,并系统地研究了 Cu 对溶质组分、纳米级析出物、组织细化情况、残留奥氏体保留情况和组织力学性能的综合影响。结果表明:含 Cu-Q&P 钢具有较强的奥氏体保留能,、相固溶度的差异导致 1418 nm 的富 Cu 析出相在回火马氏体和晶间铁素体的晶界沿晶间弥散分布,获得了超高屈服强度 706962 MPa、抗拉强度10651139 MPa、总伸长率 22%26%的优异力学性能的含 Cu 型 Q&P 钢。综上所述,本文总结了合金元素对 Q&P 钢的影响规律,常见微合金元素结合淬火-配分(Q&P)工艺对试验钢的影响如表 2 所示,合金元素对钢的各项指标有促进或抑制作用,已使用向上或向下的箭头标注。表 2 各合金元素对 Q&P 钢力学性能和相变点的影响总结Table 2 Summary of the influence of various alloying elements on the mechanical properties and phase transformation point of Q&P steel Alloying elementAc1/Ms/RP0.2/MPaRm/MPaA/%Grain refinement Volume fraction of austenite/%C-Mn-Si-Al-Cr-Ni-Nb-V-Ti-Cu-8第 7 期曾 金等:微合金化对 Q&P 钢组织性能影响的研究进展 3 展望 Q&P 钢生产成本低,且具有较高的强塑积,对汽车产业轻量化和高质量发展意义重大。为了满足未来汽车更轻和更高安全性的要求,本文认为 Q&P 钢在未来研究中应该着重关注:1)国内在 Q&P 工艺的热力学与动力学的基本机理研究还未完全清楚,后续应该着重通过与计算机模拟技术相结合,研究元素迁移的基本规律,从而实现对 Q&P 钢显微结构的精准控制;2)通过微合金化与 Q&P 热处理工艺协同配合,对试验钢中马氏体及奥氏体体积分数及外观形态、碳配分量等参数进行有效调节,来最终获取最佳的力学性能;3)目前大规模生产中的 Q&P 钢品种较少,国内现有企业热处理炉设计都已经固定化,因此,需要加快开发安装适用于 Q&P 工艺的设备和产线,充分发挥 Q&P 钢的优势。参考文献 1 Matas S,Hehemann R F.Retained austenite and the tempering of martensiteJ.Nature,1960,187(4738):685-686.2 Thomas G,Sarikaya M.Lath martensite in carbon steels are they bainiticC/Proceedings of an International Conference on Solid to Solid Phase Transformations,1981:999-1004.3 Sandvik B P J,Wayman C M.Characteristics of lath martensite:Part I.Crystallographic and substructural features J.Metallurgical transactions A,1983,14:809-822.4 徐祖耀,李学敏.低碳马氏体形成时碳的扩散J.金属学报,1983,19(6):51-56.XU Zu-yao,LI Xue-min.Diffusion of carbon during the formation of low-carbon martensiteJ.Acta Metallurgica Sinica,1983,19(6):51-56.5 Hsu T Y,Xu Z,Li X.Diffusion of carbon during the formation of low-carbon martensiteJ.Scripta Metallurgica,1983,17(11):1285.6 Matlock D K,Brautigam V