摘要：
从Q&P钢的生产工艺、合金元素的作用、C配分热力学与动力学和工艺参数的影响4个方面介绍了目前Q&P钢的研究现状,并对Q&P钢未来的研究方向作出展望。Q&P钢经过淬火和配分热处理工艺,在室温下组织为马氏体和残留奥氏体,马氏体提供高强度,残留奥氏体在受到应力或应变的情况下会产生TRIP效应,在提高强度的同时增强塑性变形能力。Q&P钢核心在于获得更多稳定的残留奥氏体,其关键取决于C的配分过程,而通过热力学理论模型计算可以预测最佳淬火温度。添加合金元素可以起到抑制碳化物的析出、细化奥氏体晶粒和稳定奥氏体的作用。工艺参数对Q&P钢显微组织和力学性能的影响较大,淬火温度决定了一次马氏体的含量和后续的配分过程,配分温度和配分时间显著影响C原子的扩散动力,选择合适的工艺参数尤为重要。
汽车行业作为影响环境的重点行业,绿色、低碳已成为其发展的主要目标。据调查研究表明,汽车自重每减少10%,可减少燃油损耗3%～7%,达到降低废气排放的目的[1-2]。但汽车自重的降低,安全性也会有所下降,因此先进高强钢(Advanced high strength steel)是汽车用钢的首选,占汽车用钢总量的80%。第一代先进高强钢主要是以体心立方(BCC)结构的铁素体为基体,包括DP钢(Dual phase)、CP钢(Complex steel)、MS钢(Martensite steel)、TRIP (Transformation induced plasticity)钢,具有较高的抗拉强度,但塑性较低,强塑积在20 GPa·%以下。第二代先进高强钢TWIP(Twinning induced plasticity)钢以面心立方(FCC)结构的奥氏体为基体,通过在钢中加入大量合金元素,使其具有高强度、高塑性的特点,综合力学性能好,强塑积在50 GPa·%以上。但由于合金含量较多[3],存在成本昂贵,生产工艺窗口狭窄等缺点,极易出现偏析、碳化物等组织缺陷[4]。第三代先进高强钢的组织结构包括体心立方(BCC)和面心立方(FCC),主要有中锰钢(Medium Mn-TRIP steel),Q&P钢(Quenching-partitioning steel),强塑积在20～40 GPa·%,介于第一代和第二代高强钢之间。图1为先进高强钢的伸长率与极限抗拉强度的关系[5]。
图1 先进高强钢的伸长率与抗拉强度关系[5]
Fig.1 Elongation and tensile strength relation of advanced high strength steel[5]
Q&P钢是第三代先进高强钢的代表,相比于第一代先进高强钢,Q&P钢具有高塑性,与第二代先进高强钢相比,Q&P钢的合金元素含量较低,生产工艺简单。Q&P钢弥补了第一代和第二代先进高强钢的不足,在汽车领域应用前景广阔,并以其优异的性能受到世界各国学者的广泛关注。本文从Q&P钢的生产工艺、合金元素的作用、C配分热力学与动力学、工艺参数的影响4个方面方面介绍了Q&P钢目前的研究现状。
1 Q&P钢生产工艺
2003年,Speer等[6-7]提出了新型的热处理工艺——淬火配分(Quenching and Partitioning)工艺,即将钢加热到Ac3以上完全奥氏体化的某一温度下,保温几分钟后淬火至Ms～Mf中的某一温度TQ,然后进行配分,室温下主要组织为马氏体和残留奥氏体。配分可分为一步配分(One step)和两步配分(Two step),配分温度等于淬火温度称为一步配分,高于淬火温度称为两步配分。淬火工艺是为了形成高强度的马氏体,配分工艺是为了实现C从马氏体向奥氏体的扩散,从而提高残留奥氏体室温稳定性。后来有学者提出了在两相区加热,即将加热温度控制在Ac1～Ac3之间,从而在马氏体和残留奥氏体的基础上引入铁素体[8]。图2为典型Q&P工艺示意图[9]。
图2 Q&P工艺示意图[9]
Fig.2 Schematic diagram of Q&P process [9]
2 合金元素在Q&P钢中的作用
Q&P钢中的合金元素含量较低,种类主要包括C、Si、Mn等。C元素是Q&P钢中的基础性元素,奥氏体中的C含量显著影响其力学稳定性。C含量越大,Q&P钢的强度越高。试验表明,C含量每增加1%,钢的抗拉强度会增加100 MPa[10]。Gao等[11]研究C含量对Q&P钢的影响时发现,随着C含量的增加,Ms点逐渐降低,马氏体相的宽度和板条厚度逐渐减小,而马氏体内的位错密度上升,从而导致屈服强度随着C含量的增加而增加,如图3所示。
图3 Q&P钢屈服强度随着C含量的变化[11]
Fig.3 Change curve of the yield strength of Q&P steel with carbon content[11]
Mn元素是Q&P钢中常用的合金元素,他能够降低相变温度点,扩大奥氏体相区,是奥氏体稳定性元素。试验表明,Mn元素的加入使得马氏体临界转变速度降低,淬透性增强[12]。米俊龙等[13]研究了Mn含量对Q&P钢显微组织的影响,发现Mn含量高的试验钢中残留奥氏体含量较高,存在明显的偏析现象,但是其碳化物相对较少。由此可见Mn元素可以增强奥氏体稳定性,减少配分温度下奥氏体的分解,降低奥氏体中碳的化学势,抑制碳化物的析出。
Si元素可以抑制碳化物的析出,使得在配分阶段,C元素更多的存在于奥氏体中,稳定奥氏体,在室温下获得更多的残留奥氏体。赵晖等[14]研究了Si元素对中锰Q&P钢微观组织和力学性能的影响,发现含有Si元素的试验钢在室温下的残留奥氏体含量高,具有较高的抗拉强度和伸长率,且碳化物较少。Tobata等[15]选取不同Si含量的低碳马氏体不锈钢进行Q&P工艺处理,发现随着Si元素含量增加,残留奥氏体的体积分数增加,如图4所示。
图4 Si元素含量对残留奥氏体体积分数的影响[15]
Fig.4 Effect of Si content on volume fraction of retained austenite[15]
Al元素同Si元素作用一样,能够抑制碳化物的析出,但是其稳定奥氏体的能力要低于Si元素,并且在高温下还会促进贝氏体转变[16]。Ni元素也是一种奥氏体稳定性元素,能够细化奥氏体晶粒。Kim等[17]研究发现,Ni的加入能够使室温下获得的残留奥氏体更多,并且随着Ni含量增加,Ms点下降,晶粒尺寸显著减小,如图5所示。
图5 不同Ni含量Q&P钢的显微组织[17]
Fig.5 Microstructure of the Q&P steel with different Ni content[17]
(a) 0; (b) 1%; (C) 2%
Nb、Mo在Q&P钢中起到细化原始奥氏体晶粒的作用,使得奥氏体的稳定性增加,提高Q&P钢的综合力学性能[18]。Zhen等[19]研究表明,Nb可以降低铁素体和贝氏体的相变温度,Mo会阻碍珠光体的形核,还会阻碍奥氏体转变成贝氏体和马氏体,增加Q&P钢的淬透性。Nb元素和V、Ti元素是强碳化物形成元素,徐祖耀等[20-21]利用强碳化物形成元素设计出淬火-配分-回火工艺,达到碳化物析出强化和弥散强化的效果。
3 碳配分热力学与动力学
Q&P工艺中单相区加热时C元素的配分过程如图6所示[5],在加热至完全奥氏体化后,此时奥氏体中的C含量(Cγ)等于钢中平均C含量(Ci),在淬火过程中,奥氏体与马氏体中C含量不变,而在配分过程中,马氏体中的C原子会扩散至奥氏体,使得奥氏体富碳,在二次冷却过程中不会发生马氏体相变,以残留奥氏体的组织形态稳定在室温下。与单相区加热相比,由于铁素体中C的固溶度比较低,在双相区加热和配分阶段,碳原子会向周围的奥氏体扩散,如图7所示[22]。
图6 Q&P工艺中C元素分配图[5]
Fig.6 C element allocation diagram in the Q&P process[5]
图7 IQ&P工艺中C元素分配示意图[22]
Fig.7 Schematic diagram of C element allocation in the IQ&P process[22]
2003年Speer在研究Q&P工艺时提出约束准平衡(Constrained paraequilibrium)CPE模型。后来CPE模型受到了Hillert等的质疑[23],他们认为,Fe原子不扩散多了一个约束条件,不符合平衡的本质,最终修改为约束碳准平衡(Constrained carbon paraequilibrium)CCE模型。具体理论为:C原子在α/γ两相的化学势不等是C原子长程扩散的驱动力,奥氏体和马氏体两相固定不动,没有碳化物的析出。
CCE理论模型结合K-M(Koistinen-Marburger)公式(1)可以预测残留奥氏体体积分数,结合残留奥氏体体积分数与淬火温度Tq的关系,预测最佳淬火温度[8]。在淬火阶段,马氏体和奥氏体的碳含量等于钢的原始碳含量,记作XC,马氏体体积分数记为
奥氏体体积分数记为
配分完成时,因为有C原子移动,联合式(2)～式(5)得到配分后马氏体和奥氏体的体积分数
和C含量
fm=1-exp [-1.1×10-2(Ms-Tq)]
(1)
(2)
(3)
(4)
(5)
赵征志等[24]利用CCE模型计算出Q&P工艺的最佳淬火温度为153 ℃,此时残留奥氏体体积分数为30%,如图8所示,而通过XRD图谱积分强度计算,淬火温度为140 ℃时残留奥氏体体积分数最大为18.5%,虽然这与预测值存在误差,但是残留奥氏体体积分数的变化趋势一致,存在一个最佳淬火温度。关于最佳淬火温度理论计算值与试验值的误差,相关学者对CCE模型进行了诸多研究。Santofimia等[25]通过引入界面迁移率,进一步研究界面迁移情况,得出C配分与界面迁移之间的关系。Kim等[26]利用热膨胀仪测量观察到的膨胀现象,首次确定了界面迁移引起的相体积分数变化情况。Eun等[27]在三维原子探针断层扫描的情况下,发现Mn、Si元素在配分阶段也会发生短距离扩散,在马氏体/奥氏体界面出现富集。尽管这些研究表明CCE模型假设条件存在偏差,但仍然对预测最佳淬火温度方面具有指导意义。
图8 残留奥氏体体积分数随淬火温度的变化[24]
(a)试验值;(b)理论计算值
Fig.8 Variation of volume fraction of retained austenite with quenching temperature[24]
(a) measured value; (b) theoretical calculated value
陈飞等[28]研究了不同配分温度下的C配分动力学,如图9所示,发现配分温度为250 ℃时C扩散被显著抑制,需要10 h才能达到平衡;当配分温度达到350 ℃时,C的扩散能力显著提高,在2 min内达到平衡状态;当配分温度为450 ℃时,C在10 s时就完成了从马氏体到奥氏体的扩散。随着配分温度增加,C扩散动力大,配分效率高。Xu等[29]在研究C配分动力学时考虑了残留奥氏体的形态,薄膜状奥氏体在配分初期会出现C原子的富集,随着时间的延长,薄膜状奥氏体中的C原子会向块状奥氏体迁移,导致薄膜状奥氏体变得不稳定。
图9 不同配分温度下马氏体与奥氏体的C配分 [28]
Fig.9 Carbon allocation in martensite and austenite at different partitioning temperatures[28]
(a) 250 ℃; (b) 350 ℃; (c) 450 ℃
4 工艺参数对Q&P钢组织和性能的影响
4.1 奥氏体化温度的影响
Q&P钢所选取的奥氏体化温度不同,初始组织就不同。在加热到Ac3以上单相区时,其初始组织为奥氏体,在加热到Ac1～Ac3双相区时,初始组织为铁素体+奥氏体复相组织,并且随着加热温度的升高,铁素体含量下降。尹红霞等[30]的研究表明,在其他条件不变的情况下,随着奥氏体化温度的升高,Q&P钢初始组织中奥氏体含量增加,因此淬火后马氏体含量高,所以钢抗拉强度和屈服强度增加,而伸长率下降,如图10所示。Kany等[31]发现,在不同奥氏体化温度下Q&P钢的抗拉强度变化不明显,认为是马奥岛数量减少,回火马氏体数量增加所致。Mandal等[32]在研究Q&P钢的奥氏体化温度时发现,完全奥氏体化后的残留奥氏体为薄膜状,而不完全奥氏体化后的残留奥氏体为块状,薄膜状奥氏体稳定性要优于块状奥氏体稳定性。
图10 奥氏体化温度对Q&P钢力学性能的影响[30]
Fig.10 Effect of austenitzing temperature on the mechanical properties of Q&P steel[30]
除了双相区加热出现块状残留奥氏体外,何方等[33]通过缓冷引入铁素体时发现残留奥氏体的形态除了薄膜状以外,也存在块状。对于不同奥氏体化温度的影响,不同学者的研究有所差异,这可能是忽略了钢的成分以及奥氏体晶粒尺寸大小的原因。在实际生产中,将钢加热到Ac3以上完全奥氏体化是比较困难的,因此,在两相区加热可能对于实际生产更具有指导意义。
4.2 奥氏体化保温时间的影响
奥氏体化的保温时间对奥氏体晶粒大小具有显著的影响,随着保温时间的延长,晶粒变大,强度降低[34-35]。许云波团队[36]在研究中锰Q&P钢在Ac3以上的完全奥氏体化温度下保温不同时间时发现:保温时间越短,Mn元素分布不均匀导致淬火后马奥岛含量越多,而随着保温时间的延长,淬火后马奥岛逐渐向板条状马氏体转变;拉伸试验过程中,保温时间较短时,由于马奥岛较多,在受力时不稳定,所以裂纹在马奥岛周围呈直线状延伸,而保温时间较长时裂纹扩展途径相对复杂,出现了能量的吸收,并且断裂机制由脆性向韧性转变,TRIP效应明显,同时,抗拉强度随着保温时间延长先上升后下降,伸长率和屈服强度上升,如图11和图12所示。陈连生等[37]研究发现,随着奥氏体化保温时间的延长,抗拉强度先升高后降低,伸长率逐渐降低,认为是保温时间短、晶粒小所以强度大,而保温时间延长,晶粒变大,Mn元素分配均匀,稳定奥氏体的能力降低,所以强度会下降。目前关于奥氏体化保温时间方面的报道较少,具体还需要进一步研究探索。
图11 不同奥氏体化时间下Q&P钢中微裂纹的扩展路径 [36]
Fig.11 Extended path of the micro cracks in the Q&P steel under different austenitizing time[36]
(a) 180 s; (b) 3600 s
图12 不同奥氏体化时间下Q&P钢的力学性能[36]
Fig.12 Mechanical properties of the Q&P steel under different austenitizing time[36]
4.3 淬火温度的影响
淬火温度在Q&P工艺中是极其重要的一个参数,直接关系到淬火后奥氏体的含量和后续的配分过程。淬火温度高,一次马氏体的含量低,奥氏体含量高,配分过程中从马氏体扩散到奥氏体中的C原子减少,奥氏体不稳定,在随后的二次冷却过程中容易转变成二次马氏体。淬火温度低,淬火后奥氏体含量少,在配分过程中,虽然马氏体中有足够的C原子扩散到奥氏体中稳定奥氏体,但由于奥氏体含量少,所以室温下的残留奥氏体含量依然较低。王亚婷等[38]研究了淬火温度对中锰Q&P钢组织的影响,发现随着淬火温度上升,二次马氏体含量逐渐增加,残留奥氏体含量先增加再降低,奥氏体中C含量逐渐降低(见图13),淬火温度为180 ℃时残留奥氏体体积分数最大,为最佳淬火温度。江海涛等[39-40]研究淬火温度对Q&P钢显微组织的影响时发现,随着淬火温度增加,未转变的奥氏体含量增多,二次冷却后可获得的残留奥氏体和二次马氏体含量增加,板条马氏体的宽度变宽,还发现淬火温度越高,拉伸时容易出现应力集中,形成微裂纹并沿着晶界传播。冯树明等[41]研究了淬火温度对Q&P钢力学性能的影响,发现随淬火温度升高,抗拉强度小幅降低,屈服强度逐渐下降,伸长率先上升后下降(见图14),在淬火温度为250 ℃时强塑积最大,力学性能最好,为最佳淬火温度,认为是随着淬火温度上升,一次马氏体含量降低,所以强度下降,而伸长率主要取决于残留奥氏体含量,残留奥氏体含量先增加后下降,所以伸长率也是先增加后下降。
图13 淬火温度对残留奥氏体、二次马氏体体积分数以及奥氏体中C含量的影响[38]
Fig.13 Effect of quenching temperature on volume fraction of retained austenite, fresh martensite and carbon content of austenite[38]
图14 不同淬火温度下Q&P钢的力学性能[41]
Fig.14 Mechanical properties of the Q&P steel under different quenching temperatures[41]
4.4 配分温度和配分时间的影响
在配分过程中,马氏体中过饱和的碳原子向奥氏体中扩散,稳定奥氏体,使得残留奥氏体富碳并稳定到室温[42]。袁大勇等[43]研究了配分温度和配分时间对Q&P钢性能的影响,发现随着配分温度的上升或者配分时间的延长,抗拉强度和屈服强度降低,伸长率上升,如图15所示。官计生等[44]研究了配分工艺对Q&P钢性能的影响,发现随着配分温度升高,试验钢的力学性能下降,在同一配分温度下,随着配分时间的延长,试验钢的性能也略微降低,如图16所示。但总体而言,在其它条件不变情况下,配分温度的影响大于配分时间的影响,考虑到C原子扩散速度较快,所以配分时间的长短对力学性能影响较小。由于配分温度不仅会影响C的扩散动力和扩散效率,而且C原子扩散导致马氏体脱溶,马氏体的强度降低,马氏体自回火降低了马氏体内部位错密度,减弱了位错强化的效果,使得强度降低,所以配分温度的高低对力学性能影响较大。陈连生等[45]研究配分工艺对Q&P钢组织的影响时发现,配分时间短,奥氏体稳定性降低,马氏体内部位错缠结明显,而随着配分时间延长,马氏体呈清晰板条状,边界处析出白色颗粒碳化物,配分时间过长,马氏体边界模糊,颗粒碳化物呈链状,并且奥氏体分解形成渗碳体。
图15 配分温度(a)和配分时间(b)对Q&P钢力学性能的影响[43]
Fig.15 Influence of partitioning temperature(a) and time(b) on mechanical properties of the Q&P steel[43]
图16 不同配分工艺下Q&P钢的应力-应变曲线[44]
Fig.16 Stress-strain curves of the Q&P steel under different partitioning processes[44]
5 结语
轻量化已经成为汽车行业的发展趋势,Q&P钢作为第三代先进高强钢的代表,具有优异的强塑积和低廉的成本,使其在汽车行业具有广阔的应用前景。国内外学者对Q&P钢的研究已经取得了很大的进展,但是还有一些方面值得进一步研究。
1) 通过添加合金元素来改善Q&P钢的力学性能,关于Q-P-T工艺,目前已经研究出纳米级别的析出物,其尺寸、大小、分布均匀对析出强化和弥散强化的影响显著,通过改变化学成分,在进一步增加Q&P钢强度的同时,增强其塑性,改善断裂失效机制是未来Q-P-T工艺的重点。
2) 相界面的迁移和合金元素的扩散等已经通过试验证明是客观存在的,还需要进一步考虑到这些因素来优化CCE模型,更加准确地得到配分后残留奥氏体的体积分数,从而预测最佳淬火温度。
3) 在工艺参数方面,将钢加热到双相区时,在不同温度下初始组织中奥氏体成分不同,已经有学者通过Thermal-Calc计算出平衡状态下的组织变化,而实际生产中非平衡状态下的情况还没有详细研究。目前有学者发现最终的最佳淬火温度出现了双峰,认为是配分温度较高而发生贝氏体转变导致的,但关于贝氏体组织的影响机制较为复杂,具体的影响还有待进一步研究。
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来源：高学然, 陈晓虎, 原思宇等. 汽车用Q＆P钢的研究进展[J]. 金属热处理, 2023, 第48卷(7):245-253.
