將初始組織為馬氏體的0.2C-1.6Si-1.8Mn鋼在不同溫度(840，870，910℃)奧氏體化后進行淬火-配分(Q&P)處理，研究了奧氏體化溫度對該鋼顯微組織與拉伸性能的影響。結(jié)果表明：當(dāng)奧氏體化溫度在兩相區(qū)時，Q&P處理后試驗鋼中的鐵素體主要呈帶狀，殘余奧氏體呈塊狀和薄帶狀；隨著奧氏體化溫度升高，鐵素體和殘余奧氏體含量減少，馬氏體含量增加，對應(yīng)的屈服強度和抗拉強度增大，斷后伸長率和強塑積下降；840℃奧氏體化+Q&P處理后試驗鋼更高的斷后伸長率與其更高含量的殘余奧氏體且殘余奧氏體呈塊狀和薄帶狀2種形態(tài)有關(guān)，這能有效擴展相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)區(qū)間。
1、 試樣制備與試驗方法
試驗材料為某廠生產(chǎn)的1.8mm厚0.2C-1.6Si-1.8Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)鋼冷軋板，實測碳、硅和錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.23%，1.64%，1.79%。使用熱模擬試驗機采用熱膨脹法測得該鋼的全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度Ac3、開始形成奧氏體的溫度Ac1、馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms和馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf分別為895，655，351，209℃。
在0.2C-1.6Si-1.8Mn鋼冷軋板上切取尺寸為150mm×100mm×1.8mm的試樣，置于箱式電阻爐中加熱至950℃保溫180s，使之完全奧氏體化，隨后水淬至室溫。在經(jīng)上述處理的試樣上切取表面尺寸為6mm×8mm的金相試樣，采用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液浸蝕10s后，通過場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。由圖1可知，水淬至室溫后試樣的顯微組織以板條馬氏體(M)為主。這是因為在快速冷卻過程中，碳和鐵原子來不及擴散，奧氏體不能分解為鐵素體(F)和滲碳體(Fe3C)，只能形成成分與奧氏體相同的碳過飽和馬氏體。
根據(jù)上述測得的試驗鋼的相變溫度制定Q&P處理工藝：將上述組織為馬氏體的試樣分別加熱至840，870，910℃后保溫180s進行奧氏體化，其中840℃和870℃位于奧氏體和鐵素體兩相區(qū)，910℃位于完全奧氏體相區(qū)，隨后浸入240℃鹽浴爐中淬火10s，再放入400℃鹽浴爐中保溫30s進行配分處理，最后水淬至室溫。
在經(jīng)Q&P處理的試樣上切取表面尺寸為6mm×8mm的金相試樣，經(jīng)研磨拋光，采用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液浸蝕10s后，通過SEM觀察顯微組織。另取相同尺寸的金相試樣，研磨后用體積分?jǐn)?shù)5%高氯酸乙醇溶液電解拋光以去除殘余應(yīng)力，電壓為28V，電流為0.6A，時間為30s，使用電子背散射衍射儀(EBSD)進行相分析。使用X射線衍射分析儀(XRD)測定殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)計算公式如下：
根據(jù)GB/T 228.1—2010沿軋制方向在Q&P處理后的試樣上切取尺寸為98mm×20mm×2mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，標(biāo)距為35mm，使用拉伸試驗機進行拉伸試驗，拉伸應(yīng)變速率為10-4s-1。
2、 試驗結(jié)果與討論
2.1 對顯微組織的影響
鐵素體(F)、殘余奧氏體(RA)、一次馬氏體(M1)和二次馬氏體/奧氏體(M2/A)島的碳含量和形態(tài)存在較大差別，用硝酸酒精溶液腐蝕后的SEM形貌呈不同的襯度和形態(tài)，其中凹陷黑色組織為鐵素體，凸出組織并具有板條束亞結(jié)構(gòu)的為一次馬氏體，薄帶狀殘余奧氏體(F-RA)以單個板條存在，無明顯亞結(jié)構(gòu)的凸出粗大塊狀組織通常被認(rèn)為是M2/A島。由圖2可見，在840℃奧氏體化并進行Q&P處理后，試驗鋼中存在較多的鐵素體，鐵素體大多呈帶狀，沿帶狀鐵素體(LF)長度方向分布著呈薄帶狀的殘余奧氏體，同時還存在一定數(shù)量的一次馬氏體，以及大塊狀的M2/A島。一次馬氏體形成于Q&P工藝一次淬火至Ms和Mf溫度之間。二次馬氏體形成于Q&P工藝二次淬火至室溫階段，由于未經(jīng)過配分階段的回火處理，其碳含量明顯高于一次馬氏體。當(dāng)奧氏體化溫度升高到870℃時，試驗鋼中的馬氏體含量增加，鐵素體含量減少，部分鐵素體仍呈帶狀，大塊狀的M2/A島基本消失。當(dāng)奧氏體化溫度為910℃時，鐵素體基本消失，試驗鋼組織以板條狀馬氏體為主。
圖3中白色組織為殘余奧氏體，灰色組織為回火馬氏體或鐵素體，黑色組織為二次馬氏體。由圖3可見，經(jīng)840℃奧氏體化+Q&P處理后，試驗鋼中存在鐵素體、少量殘余奧氏體和一次馬氏體，以及極少量的二次馬氏體。其中，大部分鐵素體晶粒呈帶狀，少部分呈等軸狀；殘余奧氏體呈薄帶狀和塊狀2種形態(tài)，薄帶狀殘余奧氏體主要沿帶狀鐵素體長度方向分布，塊狀殘余奧氏體(B-RA)主要分布在等軸狀鐵素體(BF)晶界處。當(dāng)奧氏體化溫度提高到870℃時，試驗鋼中的一次馬氏體含量增加，殘余奧氏體含量減少，二次馬氏體基本消失。當(dāng)奧氏體化溫度升高至910℃時，試驗鋼的組織以一次馬氏體為主，殘余奧氏體主要分布在馬氏體板條之間或原奧氏體晶界處。
由圖4可以看出，經(jīng)840℃奧氏體化+Q&P處理后，試驗鋼中尺寸大于0.25μm 的晶粒占比明顯高于經(jīng)870，910℃奧氏體化+Q&P處理后。計算得到840，870，910℃奧氏體化+Q&P處理后的平均晶粒尺寸分別為0.167，0.100，0.102μm，可見840℃奧氏體化+Q&P處理后試驗鋼的平均晶粒尺寸最大。
由圖5可見，隨著奧氏體化溫度的升高，Q&P處理后試驗鋼的(111)γ、(200)γ、(311)γ等晶面衍射峰的強度逐漸降低。計算可得當(dāng)奧氏體化溫度分別為840，870，910℃時，試驗鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為17.15%，8.90%，6.36%，殘余奧氏體含量隨奧氏體化溫度升高而降低。
對試驗鋼進行Q&P處理時，設(shè)定的兩相區(qū)奧氏體化溫度分別為840，870℃，完全奧氏體化溫度為910℃。相較于完全奧氏體化，在兩相區(qū)奧氏體化時存在鐵素體中的碳向奧氏體中配分的行為，導(dǎo)致奧氏體化后奧氏體中的碳含量更高，一次淬火后未轉(zhuǎn)變奧氏體含量較高，形成的一次馬氏體含量較少。在配分階段，一次馬氏體中的碳向未轉(zhuǎn)變奧氏體發(fā)生擴散，但由于形成的一次馬氏體較少，未轉(zhuǎn)變奧氏體獲得碳配分不足，使得部分未轉(zhuǎn)變奧氏體在二次淬火至室溫時可能轉(zhuǎn)變成二次馬氏體。隨著奧氏體化溫度升高，奧氏體化后鐵素體含量減少，轉(zhuǎn)變成的奧氏體因碳含量減少而熱穩(wěn)定性降低，在一次淬火階段大量轉(zhuǎn)變成馬氏體，導(dǎo)致殘余奧氏體含量減少。在后續(xù)配分過程中，未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體能獲得更多馬氏體的碳配分，在二次淬火至室溫時能穩(wěn)定存在，不會轉(zhuǎn)變成二次馬氏體。此外，由于Q&P處理前的試樣初始組織為板條馬氏體，在隨后兩相區(qū)奧氏體化過程中，奧氏體優(yōu)先在板條馬氏體邊界的富碳、錳區(qū)形核，隨后在馬氏體板條間長大并伴隨馬氏體內(nèi)碳化物和位錯的消耗；最后馬氏體內(nèi)碳化物和位錯消耗完，形成鐵素體和奧氏體的雙相組織，其中鐵素體繼承原始板條馬氏體的形態(tài)而呈帶狀，分布在帶狀鐵素體之間的殘余奧氏體呈薄帶狀。帶狀形態(tài)能縮短碳擴散路徑，有利于碳由鐵素體向奧氏體中擴散，從而提高殘余奧氏體的含量。
2.2 對拉伸性能的影響
由表1可見，隨著奧氏體化溫度的升高，Q&P處理后試驗鋼的屈服強度和抗拉強度增大，而斷后伸長率和強塑積減小。馬氏體作為硬相組織能提高材料的強度；鐵素體作為較軟相具有一定的塑性變形能力，能提高材料的塑性；殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)能有效延緩局部應(yīng)力集中，推遲頸縮的發(fā)生，是提高材料塑性的關(guān)鍵因素。結(jié)合組織分析可知：隨著奧氏體化溫度升高，馬氏體含量增加，使得屈服強度和抗拉強度提高；鐵素體和殘余奧氏體含量減少，導(dǎo)致斷后伸長率下降；由于斷后伸長率的下降幅度高于強度提高幅度，因此強塑積減小。
表1 不同溫度奧氏體化+Q&P處理后試驗鋼的拉伸性能
由圖6可知，3種溫度奧氏體化+Q&P處理后，試驗鋼的應(yīng)變硬化率曲線均可分為3個階段，分別是早期快速下降階段(階段I)、中期緩慢下降階段(階段Ⅱ)和最終頸縮快速下降階段(階段Ⅲ)。階段I通常與位錯的形成和滑移有關(guān)，階段Ⅱ與殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)相關(guān)，階段Ⅲ與頸縮有關(guān)。當(dāng)奧氏體化溫度為840℃時，階段I對應(yīng)的真應(yīng)變區(qū)間范圍略小。這一方面是因為組織中存在大量鐵素體，而位錯更容易在軟相鐵素體中形成和滑移，滑移過程中逐漸塞積產(chǎn)生加工硬化，從而降低應(yīng)變硬化率下降速率；另一方面，組織中存在一定數(shù)量的粗大塊狀殘余奧氏體，這部分殘余奧氏體的機械穩(wěn)定性低，在較小的應(yīng)變下即能發(fā)生形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變(即產(chǎn)生TRIP效應(yīng))，形成的馬氏體也會增加應(yīng)變硬化率。在奧氏體化溫度為840℃下，Q&P處理后的試驗鋼具有更大范圍的階段Ⅱ，這與其組織中更高含量的殘余奧氏體并且殘余奧氏體具有粗大塊狀和薄帶狀2種不同形態(tài)有關(guān)。薄帶狀殘余奧氏體的穩(wěn)定性高于塊狀殘余奧氏體，2種不同穩(wěn)定性殘余奧氏體在拉伸變形過程的連續(xù)轉(zhuǎn)變有利于TRIP效應(yīng)的連續(xù)發(fā)生，從而擴展TRIP效應(yīng)區(qū)間，增大階段Ⅱ范圍。此外，高含量殘余奧氏體的存在有利于在頸縮階段繼續(xù)發(fā)生形變誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變，因此其階段Ⅲ的范圍也較大。綜上，在奧氏體化溫度840℃下，Q&P處理后的試驗鋼具有更大的斷后伸長率與其更強的TRIP效應(yīng)有關(guān)。
3、 結(jié) 論
(1) 將初始組織為馬氏體的0.2C-1.6Si-1.8Mn鋼在不同溫度(840，870，910℃)下奧氏體化并進行淬火-配分(Q&P)處理，當(dāng)奧氏體化溫度在兩相區(qū)時，其組織中的鐵素體主要呈帶狀，殘余奧氏體呈塊狀和薄帶狀；隨著奧氏體化溫度升高，鐵素體和殘余奧氏體含量減少，馬氏體含量增加。
(2) 隨著奧氏體化溫度升高，Q&P處理后試驗鋼的屈服強度和抗拉強度增大，斷后伸長率和強塑積減小。在840℃奧氏體化+Q&P處理后的試驗鋼具有更優(yōu)異的拉伸性能，其更高的斷后伸長率與其更高含量的殘余奧氏體且殘余奧氏體呈塊狀和薄帶狀2種形態(tài)有關(guān)，這能有效擴展TRIP效應(yīng)區(qū)間。
