D0I:10.13374/.issn1001-053x.2012.04.018 第34卷第4期 北京科技大学学报 Vol.34 No.4 2012年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2012 汽车用高强度Q&P钢的组织与力学性能 庄宝潼唐荻江海涛四刘智 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京100083 ☒通信作者，E-mail:nwpujht@yahoo.com.cn 摘要研究了0.21CH.43Si-H.35Mn钢在两相区及完全奥氏体区采用Q&P(Quenching and Partitioning)工艺加热后的微观 组织与力学性能.结果表明：两相区加热可获得马氏体、残余奥氏体和铁素体组织，钢的抗拉强度为1013MP,延伸率为 25%,强塑积为25655MPa·%:完全奥氏体区加热可获得马氏体和残余奥氏体组织，钢的抗拉强度为1257MPa,延伸率为 17%,强塑积为21454MPa·%;Q&P钢中的马氏体主要为板条状，伴有大量位错，并且发现有少量李晶马氏体，分析认为由配 分过程后的淬火过程转变而来：通过Q&P工艺可得到体积分数高达10.67%的残余奥氏体，分布在板条马氏体间，呈薄膜状. 关键词高强钢：热处理：微观结构：力学性能：马氏体：残余奥氏体 分类号TG142.1·4 Microstructure and mechanical properties of high strength Q&P steel for auto- mobiles ZHUANG Bao-tong,TANG Di,JIANG Hai-tao,LIU Zhi National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:nwpujht@yahoo.com.cn ABSTRACT The microstructure and mechanical properties of 0.21C-1.43Si-.35Mn steel heated by a quenching and partitioning (Q&P)process in the two-phase region and the full austenite region were investigated.The results show that if heating the steel in the two-phase region,the microstructure consists of martensite,retained austenite and ferrite,and the tensile strength,elongation and strength ductility are 1013 MPa,25%and 25655 MPa%,respectively.While heating the steel in the full austenite region,the micro- structure consists of martensite and retained austenite,and the tensile strength,elongation and strength ductility are 1257 MPa,17% and 21454 MPa%,respectively.There is mainly lath martensite along with high-density dislocations in the Q&P steel.A few twinning martensite transformed after partitioning can be observed as well.Retained austenite with a volume fraction of 10.67%,distributed within lath martensite,can be acquired in the shape of films after the Q&P process. KEY WORDS high strength steel:heat treatment;microstructure:mechanical properties:martensite:retained austenite 现代社会的发展，把节能减排放到了首要地位， 计新钢种，传统的TRP钢是通过等温退火获得铁 钢铁行业更是重中之重，发展高强钢一方面可降低 素体、贝氏体和残余奥氏体组织.在贝氏体转变过 钢铁总产量、节约资源，另一方面可提高钢铁的附加 程中，由于所加的合金元素抑制了渗碳体的生成，从 值.2010年10月举办的巴黎车展反映出未来汽车 而使未转变奥氏体富碳，增加了奥氏体的稳定性，最 的发展方向是环保、节能，汽车减重是降低油耗的重 终使其在室温下稳定存在，而富碳的残余奥氏体变 要途径之一.在汽车用板材中，为减轻车体重量，大 形时会发生TRP效应回，从而提高了钢铁的综合 量采用高强度、高塑性钢板已成为必然的趋势). 性能.作为新一代汽车用高强钢，Q&P(Quenching TRIP(Transformation Induced Plasticity）效应由 and Partitioning)钢结合了TRIP钢、DP(Dual-Phase) 于具有提高钢材强度与成形性的优点，常被用来设 钢和马氏体钢的优点，室温组织为马氏体与残余奥 收稿日期：201103-17 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50804005)：中央高校基本科研业务费专项(FRF-TP-11005B)
第 34 卷 第 4 期 2012 年 4 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 4 Apr． 2012 汽车用高强度 Q＆P 钢的组织与力学性能 庄宝潼 唐 荻 江海涛 刘 智 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京 100083 通信作者，E-mail: nwpujht@ yahoo． com． cn 摘 要 研究了 0. 21C--1. 43Si--1. 35Mn 钢在两相区及完全奥氏体区采用 Q＆P ( Quenching and Partitioning) 工艺加热后的微观 组织与力学性能． 结果表明: 两相区加热可获得马氏体、残余奥氏体和铁素体组织，钢的抗拉强度为 1 013 MPa，延伸率为 25% ，强塑积为 25 655 MPa·% ; 完全奥氏体区加热可获得马氏体和残余奥氏体组织，钢的抗拉强度为 1 257 MPa，延伸率为 17% ，强塑积为 21 454 MPa·% ; Q＆P 钢中的马氏体主要为板条状，伴有大量位错，并且发现有少量孪晶马氏体，分析认为由配 分过程后的淬火过程转变而来; 通过 Q＆P 工艺可得到体积分数高达 10. 67% 的残余奥氏体，分布在板条马氏体间，呈薄膜状． 关键词 高强钢; 热处理; 微观结构; 力学性能; 马氏体; 残余奥氏体 分类号 TG142. 1 + 4 Microstructure and mechanical properties of high strength Q＆P steel for automobiles ZHUANG Bao-tong，TANG Di，JIANG Hai-tao ，LIU Zhi National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: nwpujht@ yahoo． com． cn ABSTRACT The microstructure and mechanical properties of 0. 21C-1. 43Si-1. 35Mn steel heated by a quenching and partitioning ( Q＆P) process in the two-phase region and the full austenite region were investigated． The results show that if heating the steel in the two-phase region，the microstructure consists of martensite，retained austenite and ferrite，and the tensile strength，elongation and strength ductility are 1013 MPa，25% and 25655 MPa·% ，respectively． While heating the steel in the full austenite region，the microstructure consists of martensite and retained austenite，and the tensile strength，elongation and strength ductility are 1 257 MPa，17% and 21454 MPa·% ，respectively． There is mainly lath martensite along with high-density dislocations in the Q＆P steel． A few twinning martensite transformed after partitioning can be observed as well． Retained austenite with a volume fraction of 10. 67% ，distributed within lath martensite，can be acquired in the shape of films after the Q＆P process． KEY WORDS high strength steel; heat treatment; microstructure; mechanical properties; martensite; retained austenite 收稿日期: 2011--03--17 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 50804005) ; 中央高校基本科研业务费专项( FRF--TP--11--005B) 现代社会的发展，把节能减排放到了首要地位， 钢铁行业更是重中之重，发展高强钢一方面可降低 钢铁总产量、节约资源，另一方面可提高钢铁的附加 值． 2010 年 10 月举办的巴黎车展反映出未来汽车 的发展方向是环保、节能，汽车减重是降低油耗的重 要途径之一． 在汽车用板材中，为减轻车体重量，大 量采用高强度、高塑性钢板已成为必然的趋势［1］． TRIP ( Transformation Induced Plasticity) 效应由 于具有提高钢材强度与成形性的优点，常被用来设 计新钢种，传统的 TRIP 钢是通过等温退火获得铁 素体、贝氏体和残余奥氏体组织． 在贝氏体转变过 程中，由于所加的合金元素抑制了渗碳体的生成，从 而使未转变奥氏体富碳，增加了奥氏体的稳定性，最 终使其在室温下稳定存在，而富碳的残余奥氏体变 形时会发生 TRIP 效应［2］，从而提高了钢铁的综合 性能． 作为新一代汽车用高强钢，Q＆P ( Quenching and Partitioning) 钢结合了 TRIP 钢、DP( Dual-Phase) 钢和马氏体钢的优点，室温组织为马氏体与残余奥 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.04.018
第4期 庄宝潼等：汽车用高强度Q&P钢的组织与力学性能 ·391· 氏体（如果两相区淬火会有一部分铁素体），抗拉强 表2实验用钢热处理工艺 度可达1000MPa以上，延伸率达到20%以上) Table 2 Heat treatment process of the tested steel 由于Q&P工艺是近几年提出的热处理工艺，相 试样号加热温度/℃淬火温度/℃配分温度/℃配分时间/： 关的报道主要围绕室温组织的组成、形貌及配分工 830 250 400 10 艺与力学性能的关系展开研究，热处理工艺基本采 830 250 400 60 830 250 400 180 用完全奥氏体化加热的Q&P工艺.本文通过借鉴 920 300 400 10 TRP钢的理念，采用两相区加热，首先获得一定量 920 300 400 60 的铁素体与奥氏体，使奥氏体在加热过程就先富集 6 920 300 400 180 一部分碳，随后通过配分过程第二次富碳，最终室温 组织得到更多的奥氏体：另外分别采用完全奥氏体 乙醇溶液，按体积比1：1混合)侵蚀，在CARLZEISS 加热与两相区加热的Q&P工艺，研究Q&P钢在两 AX10光学显微镜下观察金相组织，采用ZEISS UL- 种工艺下组织、性能及残余奥氏体的量等. TRA55扫描电镜获得扫描组织，采用JEM-2000FX 透射电镜观察马氏体与残余奥氏体的形貌. 1 实验材料及方法 残余奥氏体量的定量测定采用了日本理学公司 1.1实验材料 生产的D/MAX-RB型X射线衍射仪进行结构和相 实验用钢的化学成分如表1所示，实验用钢在 分析.实验参数为：铜靶，电压40kV,电流150mA, ZGI0.05-100-2.5D真空感应炉中治炼，治炼后将 步宽0.02°，速度5℃·min-1.另外，为避免织构的 其锻成长×宽×高分别为80mm×80mm×30mm 影响，选择奥氏体(200)，、(220)，和(311)，三条衍 的长方体钢坯.钢坯经过6道次轧制成3mm厚热 射线以及马氏体(200).和(211)，两条衍射线，共五 轧板，其中坯料加热温度为1150℃，开轧温度为 条衍射线进行步进扫描，精确测定对应的衍射角20 1100℃，终轧温度为850℃，卷取温度为650℃.热 和积分强度I.残余奥氏体的体积分数利用下式计 轧板经酸洗后冷轧成1~1.2mm冷轧板. 算可得： 表1实验用钢化学成分（质量分数） V=一 IK: ×100%. (2) Table 1 Chemical composition of the tested steel % 1+ Si Mn IK。 0.21 1.43 1.35 0.0044 0.0100 式中，V,为残余奥氏体的体积分数，I,为奥氏体 (200)、(220)和(311)晶面衍射峰的积分强度， 从钢坯上取4mm×l0mm圆柱形试样，采用 I。为马氏体(200)和(211)晶面衍射峰的积分强 淬火变形膨胀仪DIL805A测得相变点A、A1、M,和 度，K,和K。分别为奥氏体相和马氏体相的反射 M温度分别为892、761、382和224℃.通过经验 系数 公式回 根据奥氏体点阵参数和碳含量关系的经验公 M.=539-423wc-30.41w-7.5ws,℃(1) 式)可以计算得到奥氏体的碳含量： 可得M,温度为398℃，实测值比计算值低，但两者 C,=(a,-3.5467)10.0467. (3) 相差不大.式中，0：为i元素的质量分数 式中：C,为残余奥氏体中碳的质量分数；a,为残余 冷轧钢板通过盐浴炉进行热处理，工艺如表2 奥氏体(220)品面的品格常数，m 所示.其中1~3号试样采用两相区加热，加热温度 为了消除机械研磨时可能发生的形变诱导相变 设定为(A。+A。)/2:4~6号试样加热至完全奥氏 对奥氏体含量检测结果产生影响，X射线衍射试样 体区，淬火温度用Speer提出的方法计算得出.前 在机械研磨后，要进行电解抛光，选择无水乙醇、高 者淬火温度为250℃，后者为300℃，配分温度均为 氯酸和甘油按体积比为7：2：1的比例混合作为电解 400℃，配分时间分别为10、60和180s. 液，电解抛光电压为15V 1.2实验方法 拉伸试样采用非标准薄板拉伸试样，标距为15 2实验结果与分析讨论 mm,测试方法依据GB/T228一2002标准进行 2.1力学性能 将热处理后的试样经粗磨、精磨及抛光，用 热处理后试样的力学性能见表3.1~3号是在 LePera试剂(1%Na,S,0,水溶液与过饱和苦味酸的 两相区加热的试样，由于大量铁素体的存在，三个试
第 4 期 庄宝潼等: 汽车用高强度 Q＆P 钢的组织与力学性能 氏体( 如果两相区淬火会有一部分铁素体) ，抗拉强 度可达 1 000 MPa 以上，延伸率达到 20% 以上［3］． 由于 Q＆P 工艺是近几年提出的热处理工艺，相 关的报道主要围绕室温组织的组成、形貌及配分工 艺与力学性能的关系展开研究，热处理工艺基本采 用完全奥氏体化加热的 Q＆P 工艺． 本文通过借鉴 TRIP 钢的理念，采用两相区加热，首先获得一定量 的铁素体与奥氏体，使奥氏体在加热过程就先富集 一部分碳，随后通过配分过程第二次富碳，最终室温 组织得到更多的奥氏体; 另外分别采用完全奥氏体 加热与两相区加热的 Q＆P 工艺，研究 Q＆P 钢在两 种工艺下组织、性能及残余奥氏体的量等． 1 实验材料及方法 1. 1 实验材料 实验用钢的化学成分如表 1 所示，实验用钢在 ZGJL0. 05--100--2. 5D 真空感应炉中冶炼，冶炼后将 其锻成长 × 宽 × 高分别为 80 mm × 80 mm × 30 mm 的长方体钢坯． 钢坯经过 6 道次轧制成 3 mm 厚热 轧板，其中坯料加热温度为 1 150 ℃，开轧温度为 1 100 ℃，终轧温度为 850 ℃，卷取温度为 650 ℃ ． 热 轧板经酸洗后冷轧成 1 ～ 1. 2 mm 冷轧板． 表 1 实验用钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % C Si Mn S P 0. 21 1. 43 1. 35 0. 004 4 0. 010 0 从钢坯上取 4 mm × 10 mm 圆柱形试样，采用 淬火变形膨胀仪 DIL805A 测得相变点 Ac3、Ac1、Ms和 Mf温度分别为 892、761、382 和 224 ℃ ． 通过经验 公式［4］ Ms = 539 － 423wC － 30. 4wMn － 7. 5wSi，℃ ( 1) 可得 Ms温度为 398 ℃，实测值比计算值低，但两者 相差不大． 式中，wi为 i 元素的质量分数． 冷轧钢板通过盐浴炉进行热处理，工艺如表 2 所示． 其中 1 ～ 3 号试样采用两相区加热，加热温度 设定为( Ac3 + Ac1 ) /2; 4 ～ 6 号试样加热至完全奥氏 体区，淬火温度用 Speer 提出的方法计算得出［5］． 前 者淬火温度为 250 ℃，后者为 300 ℃，配分温度均为 400 ℃，配分时间分别为 10、60 和 180 s． 1. 2 实验方法 拉伸试样采用非标准薄板拉伸试样，标距为 15 mm，测试方法依据 GB /T228—2002 标准进行． 将热处 理 后 的 试 样 经 粗 磨、精 磨 及 抛 光，用 LePera 试剂( 1% Na2 S2O4水溶液与过饱和苦味酸的 表 2 实验用钢热处理工艺 Table 2 Heat treatment process of the tested steel 试样号 加热温度/℃ 淬火温度/℃ 配分温度/℃ 配分时间/s 1 2 3 830 830 830 250 250 250 400 400 400 10 60 180 4 5 6 920 920 920 300 300 300 400 400 400 10 60 180 乙醇溶液，按体积比 1∶ 1混合) 侵蚀，在 CARLZEISS AX10 光学显微镜下观察金相组织，采用 ZEISS ULTRA 55 扫描电镜获得扫描组织，采用 JEM--2000FX 透射电镜观察马氏体与残余奥氏体的形貌． 残余奥氏体量的定量测定采用了日本理学公司 生产的 D/MAX--RB 型 X 射线衍射仪进行结构和相 分析． 实验参数为: 铜靶，电压 40 kV，电流 150 mA， 步宽 0. 02°，速度 5 ℃·min － 1 ． 另外，为避免织构的 影响，选择奥氏体( 200) γ、( 220) γ和( 311) γ三条衍 射线以及马氏体( 200) α和( 211) α两条衍射线，共五 条衍射线进行步进扫描，精确测定对应的衍射角 2θ 和积分强度 I． 残余奥氏体的体积分数利用下式计 算可得［6］: Vγ = 1 1 + Iα Kγ IγKα × 100% ． ( 2) 式中，Vγ 为残余奥氏体的体积分数，Iγ 为奥氏体 ( 200) 、( 220) 和( 311) 晶面衍射峰的积分强度， Iα 为马氏体( 200) 和( 211) 晶面衍射峰的积分强 度，Kγ 和 K α 分别为奥氏体相和马氏体相的反射 系数． 根据奥氏体点阵参数和碳含量关系的经验公 式［7］可以计算得到奥氏体的碳含量: Cγ = ( aγ － 3. 546 7) /0. 046 7． ( 3) 式中: Cγ 为残余奥氏体中碳的质量分数; aγ 为残余 奥氏体( 220) 晶面的晶格常数，nm． 为了消除机械研磨时可能发生的形变诱导相变 对奥氏体含量检测结果产生影响，X 射线衍射试样 在机械研磨后，要进行电解抛光，选择无水乙醇、高 氯酸和甘油按体积比为 7∶ 2∶ 1的比例混合作为电解 液，电解抛光电压为 15 V． 2 实验结果与分析讨论 2. 1 力学性能 热处理后试样的力学性能见表 3． 1 ～ 3 号是在 两相区加热的试样，由于大量铁素体的存在，三个试 ·391·
·392 北京科技大学学报 第34卷 样的屈服强度均小于700MPa,屈强比均小于0.7： 时，4号试样的强塑积达到最高为21454MPa·%,此 而随着配分时间的增长，抗拉强度降低延伸率提高： 时抗拉强度为1257MPa,延伸率为17%；随着配分 当配分时间达到60s时，2号试样的强塑积最高，达 时间的增长，延伸率逐渐降低，而屈服强度及屈强比 到25655MPa%,此时抗拉强度为1013MPa,延伸 受配分时间的影响不大. 率为25%；当配分时间超过60s后，延伸率增加不 从反映综合性能的强塑积来看，2号试样最高， 明显，强塑积有所下降 达到25655MPa·%.与正在研究开发的TRIP1000、 4~6号是在完全奥氏体化区加热的试样，三个 DP1000作对比：TRP1000图的抗拉强度达1000~ 试样屈服强度均大于1100MPa,主要是由于完全奥 1100MPa,延伸率为17%~22%：DP1000回的抗拉 氏体化后经过Q&P工艺，室温组织为马氏体与残余 强度为1014MPa,延伸率为13.3%.因此可以看出 奥氏体，基本没有铁素体所致：当配分时间为10s Q&P钢强度更高，塑性更好. 表3Q&P钢的力学性能 Table 3 Mechanical properties of the Q&P steel 试样 屈服强度MPa 抗拉强度IMPa 屈强比 延伸率/% 强塑积/(MPa·%) 486 1076 0.45 18 19074 2 674 1013 0.67 25 25655 619 920 0.67 24 22091 1125 1257 0.89 17 21454 1104 1196 0.92 14 17061 6 1113 1202 0.93 3 16022 2.2微观组织 S元素，主要是利用其在碳化物中溶解度低的性 Q&P钢的扫描组织形貌如图1所示.试样1~ 质，达到抑制配分过程中碳化物生成的目的，但在高 3的微观组织主要包括铁素体、马氏体和奥氏体，如 的配分温度及长的配分时间下，S的抑制作用慢慢 图1(a)~(c)所示.通过计算，试样铁素体量（体积 降低，当配分时间达到60s时，己经开始有渗碳体析 分数)为50%~60%.当配分时间为10s时，马氏体 出.渗碳体的析出最终导致室温下残余奥氏体量的 呈现板条状，如图1(a)所示，板条边界明显：随着配 减少，要尽量避免 分时间的增长，马氏体板条边界变得模糊，并且板条 通过用LePera试剂侵蚀得到的彩色金相，可分 间出现粒状物质，如图1(b)所示；当配分时间达到 辨出不同组织，如图2所示.图2(a)是试样1的彩 180s时，马氏体板条更加模糊，并且伴有大量粒状 色金相，呈亮白色的组织为残余奥氏体与后生马氏 物生成，如图1(c)所示. 体，深蓝色的组织为铁素体，而褐色的组织为配分后 试样4~6采用完全奥氏体化Q&P工艺，试样 贫碳的初生马氏体.图2(b)是试样5的彩色金相， 微观组织以马氏体为主，残余奥氏体在扫描相片下 由于试样5是完全奥氏体化加热，所以只有很少的 不易观察到，如图1(d)~()所示.与两相区加热 铁素体 规律一样，配分时间为10s时，马氏体板条边界清 图3是试样4的透射照片.完全奥氏体化Q&P 晰，如图1()所示：随着配分时间的延长，马氏体边 工艺下呈现典型的板条马氏体组织，如图3(a)所 界变模糊，并且出现粒状物质. 示，板条宽度为100~200nm,板条的亚结构为高密 笔者认为通过Q&P工艺生成的马氏体包括两 度位错，板条马氏体具有良好的强度与韧性.除了 种：一种为奥氏体化后淬火生成的马氏体，本文中称 含有板条状马氏体，还发现了李晶马氏体，即前文提 为初生马氏体，初生马氏体的含碳量低，等于奥氏体 到的后生马氏体，如图3(b)所示，宽度为20~50 化时奥氏体中的碳含量；另一种是配分后淬火生成 nm,这种现象是发生了碳配分的结果.孪晶马氏体 的马氏体，本文称为后生马氏体，后生马氏体碳含量 硬而脆，塑性、韧性极差 高，是由配分后未转变奥氏体在随后的淬火过程，由 Q&P钢中的残余奥氏体，分布在板条马氏体 不稳定部分转变而来的.初生马氏体中的碳在配分 间，呈薄膜状，宽度为50~100nm,长度小于1m, 阶段，向未转变奥氏体扩散的同时，初生马氏体也在 如图3(d)~(D所示.残余奥氏体的形成主要有两 发生自回火，并且随着配分时间的增长，形成的组织 种原因：一是经过配分过程，碳从初生马氏体向未转 趋近于调质处理后的回火马氏体的形貌.钢中加入 变奥氏体扩散，提高了碳含量，增强了奥氏体的稳定
北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 样的屈服强度均小于 700 MPa，屈强比均小于 0. 7; 而随着配分时间的增长，抗拉强度降低延伸率提高; 当配分时间达到 60 s 时，2 号试样的强塑积最高，达 到 25 655 MPa·% ，此时抗拉强度为 1 013 MPa，延伸 率为 25% ; 当配分时间超过 60 s 后，延伸率增加不 明显，强塑积有所下降． 4 ～ 6 号是在完全奥氏体化区加热的试样，三个 试样屈服强度均大于 1 100 MPa，主要是由于完全奥 氏体化后经过 Q＆P 工艺，室温组织为马氏体与残余 奥氏体，基本没有铁素体所致; 当配分时间为 10 s 时，4 号试样的强塑积达到最高为 21 454 MPa·% ，此 时抗拉强度为 1 257 MPa，延伸率为 17% ; 随着配分 时间的增长，延伸率逐渐降低，而屈服强度及屈强比 受配分时间的影响不大． 从反映综合性能的强塑积来看，2 号试样最高， 达到 25 655 MPa·% ． 与正在研究开发的 TRIP1000、 DP1000 作对比: TRIP1000 ［8］的抗拉强度达 1 000 ～ 1 100 MPa，延伸率为 17% ～ 22% ; DP1000 ［9］的抗拉 强度为 1 014 MPa，延伸率为 13. 3% ． 因此可以看出 Q＆P 钢强度更高，塑性更好． 表 3 Q＆P 钢的力学性能 Table 3 Mechanical properties of the Q＆P steel 试样 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 屈强比 延伸率/% 强塑积/( MPa·% ) 1 486 1 076 0. 45 18 19 074 2 674 1 013 0. 67 25 25 655 3 619 920 0. 67 24 22 091 4 1 125 1 257 0. 89 17 21 454 5 1 104 1 196 0. 92 14 17 061 6 1 113 1 202 0. 93 13 16 022 2. 2 微观组织 Q＆P 钢的扫描组织形貌如图 1 所示． 试样 1 ～ 3 的微观组织主要包括铁素体、马氏体和奥氏体，如 图 1( a) ～ ( c) 所示． 通过计算，试样铁素体量( 体积 分数) 为 50% ～ 60% ． 当配分时间为 10 s 时，马氏体 呈现板条状，如图 1( a) 所示，板条边界明显; 随着配 分时间的增长，马氏体板条边界变得模糊，并且板条 间出现粒状物质，如图 1( b) 所示; 当配分时间达到 180 s 时，马氏体板条更加模糊，并且伴有大量粒状 物生成，如图 1( c) 所示． 试样 4 ～ 6 采用完全奥氏体化 Q＆P 工艺，试样 微观组织以马氏体为主，残余奥氏体在扫描相片下 不易观察到，如图 1( d) ～ ( f) 所示． 与两相区加热 规律一样，配分时间为 10 s 时，马氏体板条边界清 晰，如图 1( d) 所示; 随着配分时间的延长，马氏体边 界变模糊，并且出现粒状物质． 笔者认为通过 Q＆P 工艺生成的马氏体包括两 种: 一种为奥氏体化后淬火生成的马氏体，本文中称 为初生马氏体，初生马氏体的含碳量低，等于奥氏体 化时奥氏体中的碳含量; 另一种是配分后淬火生成 的马氏体，本文称为后生马氏体，后生马氏体碳含量 高，是由配分后未转变奥氏体在随后的淬火过程，由 不稳定部分转变而来的． 初生马氏体中的碳在配分 阶段，向未转变奥氏体扩散的同时，初生马氏体也在 发生自回火，并且随着配分时间的增长，形成的组织 趋近于调质处理后的回火马氏体的形貌． 钢中加入 Si 元素，主要是利用其在碳化物中溶解度低的性 质，达到抑制配分过程中碳化物生成的目的，但在高 的配分温度及长的配分时间下，Si 的抑制作用慢慢 降低，当配分时间达到 60 s 时，已经开始有渗碳体析 出． 渗碳体的析出最终导致室温下残余奥氏体量的 减少，要尽量避免． 通过用 LePera 试剂侵蚀得到的彩色金相，可分 辨出不同组织，如图 2 所示． 图 2( a) 是试样 1 的彩 色金相，呈亮白色的组织为残余奥氏体与后生马氏 体，深蓝色的组织为铁素体，而褐色的组织为配分后 贫碳的初生马氏体． 图 2( b) 是试样 5 的彩色金相， 由于试样 5 是完全奥氏体化加热，所以只有很少的 铁素体． 图 3 是试样 4 的透射照片． 完全奥氏体化 Q＆P 工艺下呈现典型的板条马氏体组织，如图 3 ( a) 所 示，板条宽度为 100 ～ 200 nm，板条的亚结构为高密 度位错，板条马氏体具有良好的强度与韧性． 除了 含有板条状马氏体，还发现了孪晶马氏体，即前文提 到的后生马氏体，如图 3 ( b) 所示，宽度为 20 ～ 50 nm，这种现象是发生了碳配分的结果． 孪晶马氏体 硬而脆，塑性、韧性极差． Q＆P 钢中的残余奥氏体，分布在板条马氏体 间，呈薄膜状，宽度为 50 ～ 100 nm，长度小于 1 μm， 如图 3( d) ～ ( f) 所示． 残余奥氏体的形成主要有两 种原因: 一是经过配分过程，碳从初生马氏体向未转 变奥氏体扩散，提高了碳含量，增强了奥氏体的稳定 ·392·
第4期 庄宝潼等：汽车用高强度Q&P钢的组织与力学性能 ·393· 图1不同Q&P工艺下试样的扫描电镜照片.(a)、(b)和(c)为830℃加热，淬火至250℃后在400℃配分10s、60s和180s时的扫描组织： (c)、(d)和(e)为920℃加热，淬火至300℃后在400℃配分10s、60s和180s时的扫描组织 Fig.1 SEM images of the Q&P steel after intercritically annealing at 830C,quenched to 250 C and partitioning at 400C for 10s (a),60s (b) and 180s(c)as well as that after fully austenitizing at 920C,quenched to 300C and partitioning at 400C for 10s (d),60s (e)and 180s(f) 10 gm 0m 图2不同Q&P工艺下金相组织(LcPm试剂侵蚀).Q&P工艺：(a)830℃加热，250℃淬火，400℃配分10s;(b)920℃加热，300℃淬火， 400℃配分60s Fig.2 Optical micrographs of theQ&P steel after intereritically annealing at 830C,quenched to 250C and partitioning at 400C for 10s(a)and that after fully austenitizing at 920C,quenched to 300C and partitioning at 400 for 60s (b)etched with LePera etching 性；二是由于两侧马氏体形成的压应力，使得残余奥下稳定保存下来而不发生转变.室温下保留下来的 氏体受到的制约作用很大，所以能使奥氏体在室温 残余奥氏体在发生形变时具有TP效应，获得一
第 4 期 庄宝潼等: 汽车用高强度 Q＆P 钢的组织与力学性能 图 1 不同 Q＆P 工艺下试样的扫描电镜照片． ( a) 、( b) 和( c) 为 830 ℃加热，淬火至 250 ℃后在 400 ℃配分 10 s、60 s 和 180 s 时的扫描组织; ( c) 、( d) 和( e) 为 920 ℃加热，淬火至 300 ℃后在 400 ℃配分 10 s、60 s 和 180 s 时的扫描组织 Fig． 1 SEM images of the Q＆P steel after intercritically annealing at 830 ℃，quenched to 250 ℃ and partitioning at 400 ℃ for 10 s ( a) ，60 s ( b) and 180 s ( c) as well as that after fully austenitizing at 920 ℃，quenched to 300 ℃ and partitioning at 400 ℃ for 10 s ( d) ，60 s ( e) and 180 s ( f) 图 2 不同 Q＆P 工艺下金相组织( LePera 试剂侵蚀) ． Q＆P 工艺: ( a) 830 ℃加热，250 ℃淬火，400 ℃配分 10 s; ( b) 920 ℃加热，300 ℃淬火， 400 ℃配分 60 s Fig． 2 Optical micrographs of the Q＆P steel after intercritically annealing at 830 ℃，quenched to 250 ℃ and partitioning at 400 ℃ for 10 s ( a) and that after fully austenitizing at 920 ℃，quenched to 300 ℃ and partitioning at 400 for 60 s ( b) etched with LePera etching 性; 二是由于两侧马氏体形成的压应力，使得残余奥 氏体受到的制约作用很大，所以能使奥氏体在室温 下稳定保存下来而不发生转变． 室温下保留下来的 残余奥氏体在发生形变时具有 TRIP 效应，获得一 ·393·
·394· 北京科技大学学报 第34卷 01i) 000) (000) (110 (110 (101 200nm 000 0I1 200nm 200nm 图3完全奥氏体化加热后，经碳分配10s后的透射电镜照片.0&P工艺为920℃加热，300℃淬火，400℃配分10s下板条状马氏体(a)及 衍射花样(b),李品马氏体(c,奥氏体明场像(d)、暗场像()及衍射花样(0 Fig.3 TEM images of the Q&P microstructure produced by fully austenitizing at 920C,quenched to 300C and partitioning at 400 for 10s:(a) martensitic laths with high dislocation density:(b)diffraction pattern:(c)fine martensitic laths:(d)bright-field image of retained austenite:(e) dark-field image of retained austenite;(f)diffraction pattern 定量的残余奥氏体是Q&P工艺的目的所在. 4000 bee(211) 2.3残余奥氏体的定量测定及其稳定性 利用X射线衍射仪测量实验钢的衍射峰如图4 3000 hec(200) 所示，由该衍射峰计算的残余奥氏体量和残余奥氏 体碳含量如表4所示.从表4中可以看出：奥氏体 多 体积分数最高为10.67%，两相区加热比完全奥氏 体化加热最终所得的残余奥氏体多，这是由于采用 1000 frc(220) 两相区加热，先共析铁素体没有完全转变成奥氏体， fcc(200) fec(311) 0 而铁素体的含碳量非常低，实验钢中的碳基本在奥 30 60 70 80 90 20r) 氏体中，实现了对奥氏体的第一次增碳，随后配分过 程又进行第二次增碳，提高了室温下残余奥氏体的 图4实验钢的X射线衍射谱 量：而完全奥氏体化加热的Q&P工艺只在配分阶段 Fig.4 XRD pattern of the tested steel 奥氏体有一次增碳，最终所得残余奥氏体量比两相 随着配分时间的延长，残余奥氏体量减少，当配 区加热所得的少.完全奥氏体化加热后直接淬火 分时间达到180s时，完全奥氏体化加热所得残余奥 (试样加热至920℃保温2min后淬火)所得残余奥 氏体体积分数为2.05%.这是由于配分过程在很短 氏体体积分数仅为0.45%，可见通过Q&P工艺能 时间内就能完成，随着时间的延长，不仅不会提高残 大大提高残余奥氏体含量. 余奥氏体的碳含量，反而会析出渗碳体，渗碳体的析
北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 3 完全奥氏体化加热后，经碳分配 10 s 后的透射电镜照片． Q＆P 工艺为 920 ℃加热，300 ℃淬火，400 ℃配分 10 s 下板条状马氏体( a) 及 衍射花样( b) ，孪晶马氏体( c) ，奥氏体明场像( d) 、暗场像( e) 及衍射花样( f) Fig． 3 TEM images of the Q＆P microstructure produced by fully austenitizing at 920 ℃，quenched to 300 ℃ and partitioning at 400 for 10 s: ( a) martensitic laths with high dislocation density; ( b) diffraction pattern; ( c) fine martensitic laths; ( d) bright-field image of retained austenite; ( e) dark-field image of retained austenite; ( f) diffraction pattern 定量的残余奥氏体是 Q＆P 工艺的目的所在． 2. 3 残余奥氏体的定量测定及其稳定性 利用 X 射线衍射仪测量实验钢的衍射峰如图 4 所示，由该衍射峰计算的残余奥氏体量和残余奥氏 体碳含量如表 4 所示． 从表 4 中可以看出: 奥氏体 体积分数最高为 10. 67% ，两相区加热比完全奥氏 体化加热最终所得的残余奥氏体多，这是由于采用 两相区加热，先共析铁素体没有完全转变成奥氏体， 而铁素体的含碳量非常低，实验钢中的碳基本在奥 氏体中，实现了对奥氏体的第一次增碳，随后配分过 程又进行第二次增碳，提高了室温下残余奥氏体的 量; 而完全奥氏体化加热的 Q＆P 工艺只在配分阶段 奥氏体有一次增碳，最终所得残余奥氏体量比两相 区加热所得的少． 完全奥氏体化加热后直接淬火 ( 试样加热至 920 ℃保温 2 min 后淬火) 所得残余奥 氏体体积分数仅为 0. 45% ，可见通过 Q＆P 工艺能 大大提高残余奥氏体含量． 图 4 实验钢的 X 射线衍射谱 Fig． 4 XRD pattern of the tested steel 随着配分时间的延长，残余奥氏体量减少，当配 分时间达到 180 s 时，完全奥氏体化加热所得残余奥 氏体体积分数为 2. 05% ． 这是由于配分过程在很短 时间内就能完成，随着时间的延长，不仅不会提高残 余奥氏体的碳含量，反而会析出渗碳体，渗碳体的析 ·394·