采用C-Si-Mn合金體系，在實驗室冶煉含Nb和不含Nb兩種Q&P鋼，通過連退熱模擬機在不同配分時間下，對比Nb微合金化對1000 MPa級Q&P鋼組織和性能的影響。結果表明：含Nb的QP鋼比不含Nb的QP鋼馬氏體板條間距變小，殘余奧氏體尺寸也細小，彌散分布；隨配分時間的增加，兩種Q&P鋼的殘余奧氏體中平均碳含量相近，殘余奧氏體分數(shù)均呈先增加后減少的趨勢，抗拉強度均下降；含Nb的QP鋼殘余奧氏體分數(shù)較高，配分時間為10 s時，殘余奧氏體含量達到最大值為14.2%，強塑積可達到25500 MPa·%。

近年來，為降低能源消耗，節(jié)約原材料以及保護環(huán)境，第三代先進高強鋼一直是各鋼鐵企業(yè)研發(fā)的重點。第三代高強鋼主要目的獲得強度和延展性的優(yōu)異組合，獲得較高的強塑積。在降低總重量同時保證碰撞安全性和提高車輛燃料經(jīng)濟性等新要求的驅動下，已經(jīng)開發(fā)出能夠實現(xiàn)所需微觀組織和性能的淬火配分(QP)鋼[1]。一般QP鋼的工藝涉及將加熱至奧氏體區(qū)并保溫適當時間的鋼快速淬火至馬氏體轉變開始溫度(Ms)和馬氏體轉變終止溫度(Mf)溫度之間的某一淬火溫度(QT)，以便形成碳過飽和的馬氏體和未轉變的奧氏體，隨后在QT或以上溫度進行碳配分，實現(xiàn)碳從過飽和馬氏體到奧氏體的擴散，以保持富碳的殘余奧氏體在隨后冷卻至室溫期間穩(wěn)定[2]。QP鋼組織中的板條馬氏體和薄膜狀殘余奧氏體使得其具有優(yōu)異的強塑性匹配。QP鋼中要避免滲碳體和過渡型碳化物的形成，因為它們的形成會消耗一部分碳，使得沒有足夠的碳來穩(wěn)定奧氏體至室溫，最終將降低QP鋼的延性。因此，通過添加硅或鋁來抑制滲碳體的形成，為碳原子在配分過程中的擴散提供條件，促進碳的局部富集，同時避免滲碳體生成可能導致實驗鋼脆化傾向。錳可以提高淬透性，并通過降低奧氏體轉變溫度進一步增加其穩(wěn)定性，錳還可以增加碳在奧氏體中的溶解度，提高奧氏體的碳富集能力。在QP鋼中添加鈮可通過晶粒細化進一步提高強度及韌性，并且可以影響殘余奧氏體體積分數(shù)及其轉變行為。到目前為止，微合金元素Nb在QP鋼中的作用尚未得到廣泛深入的研究。因此，本文旨在研究微合金元素鈮在不同配分時間下對QP鋼組織形態(tài)、性能、殘余奧氏體的體積分數(shù)及其碳含量的影響規(guī)律，有助于為QP鋼產(chǎn)品的質(zhì)量優(yōu)化提供理論依據(jù)。

實驗方法

選擇C-Si-Mn成分體系作為實驗鋼的基礎合金，即0.18%C-1.6%Si-1.9%Mn(質(zhì)量分數(shù))作為不含Nb實驗鋼，添加0.05%(質(zhì)量分數(shù))的Nb作為含Nb實驗鋼。兩實驗鋼均經(jīng)真空感應爐冶煉，鍛造后將鋼坯熱軋至最終厚度為3.8 mm，加熱溫度為1230℃，保溫時間為2h，開軋溫度為960℃，終軋溫度820℃，卷取溫度為550℃。熱軋板經(jīng)酸洗后冷軋至最終厚度為1.0 mm，并加工成400 mm×100 mm的試樣，利用Vatron公司MULTIPAS模擬機進行退火工藝模擬。為合理制定工藝參數(shù)，采用Gleeble2000熱模擬試驗機測定實驗鋼的臨界相變溫度，因Nb的添加并不明顯的影響完全奧氏體化溫度(Ac3)和馬氏體轉變開始溫度(Ms)，兩實驗鋼的Ac3溫度相近和Ms溫度相等，Ac3溫度均低于850℃，因此熱模擬工藝中的保溫溫度確定為850℃，Ms溫度均為382℃。通過約束碳平衡(CCE)模型估算的Fe-0.18%C二元合金的最佳淬火溫度均為350℃，采用一步配分工藝進行模擬，連續(xù)退火工藝如圖1所示。

實驗鋼通過掃描電鏡(SEM)觀察其顯微組織，制備拉伸試樣測量力學性能，利用X射線衍射儀測定實驗鋼中殘余奧氏體體積分數(shù)。數(shù)據(jù)處理過程選擇奧氏體(111)γ，(200)γ，(220)γ和(311)γ衍射峰，馬氏體(110)α，(200)α，(211)α和(220)α衍射峰，精確測定對應的衍射角2θ和積分強度I，采用直接對比法計算殘余奧氏體體積分數(shù)。使用奧氏體(220)γ峰的位置計算殘余奧氏體中的碳含量，奧殘余氏體中的碳含量通過以下公式進行計算[3]：

式中，ao和Cγ分別是奧氏體中的晶格常數(shù)(?)和碳含量(質(zhì)量分數(shù)，%)。

實驗結果和分析

顯微組織

圖2分別為兩種實驗鋼在配分時間為300 s時的顯微組織。從圖2可以看出，兩實驗鋼的晶?；境实容S狀，對于含Nb鋼，晶粒細化明顯[4]，組織均為馬氏體和殘余奧氏體，這是完全奧氏體化Q＆P鋼微觀結構的典型特征。不含Nb鋼顯示更大的原始奧氏體晶粒尺寸和更大的馬氏體板條束，組織主要由板條馬氏體和在板條間分布的殘余奧氏體組成。含Nb鋼的馬氏體主要呈塊狀或等軸狀，部分呈板條狀，殘余奧氏體呈塊狀及膜狀分布于晶界及馬氏體板條之間，塊狀殘余奧氏體比例較不含Nb鋼高。

殘余奧氏體體積分數(shù)及其碳含量

通過X射線衍射儀并結合公式計算出兩種實驗鋼在不同配分時間下殘余奧氏體體積分數(shù)及其碳含量的關系曲線如圖3所示。從圖3可以看出，兩實驗鋼的殘余奧氏體分數(shù)隨配分時間的增加整體呈下降趨勢，殘余奧氏體中的碳含量在較短的配分時間下趨于增加，隨配分時間的增加殘余奧氏體中的碳含量呈下降趨勢，殘余奧氏體碳含量的降低是因為隨配分時間的延長，由于過渡碳化物的形成，奧氏體分解，通過位錯對碳的捕獲而造成。

Nb的添加對殘余奧氏體中的碳含量影響較小，整體上呈現(xiàn)出增加殘余奧氏體穩(wěn)定性的趨勢。對于含Nb鋼在不同的配分時間下均含有較高的殘余奧氏體體積分數(shù)，其較高的殘余奧氏體分數(shù)與原始奧氏體晶粒的細化有關，較小的原始奧氏體晶粒尺寸導致更細的馬氏體板條，通過減少碳需要擴散以逃離馬氏體的有效距離來改變碳在奧氏體之間配分以及馬氏體內(nèi)的碳化物沉淀的競爭實現(xiàn)殘余奧氏體體積分數(shù)的增加。對于不含Nb鋼在配分溫度為30 s時，殘余奧氏體體積分數(shù)出現(xiàn)最大值，這主要因為較大的馬氏體板條尺寸及間隙，使得碳向奧氏體中擴散的距離增加，在10 s時未完成充分的擴散，隨著配分時間增加到30 s，馬氏體中的碳基本完成了向奧氏體中的配分擴散。

力學性能

經(jīng)不同配分時間處理的兩實驗鋼力學性能如圖4所示。從圖4可以看出，在配分時間10~30 s范圍內(nèi)強度變化明顯，屈服強度呈升高趨勢，而抗拉強度呈下降趨勢。隨配分時間的繼續(xù)延長，屈服強度及抗拉強度變化不明顯，變化趨勢相近，含Nb鋼因明顯的組織細化，強度均高于不含Nb鋼。抗力強度的降低主要因為隨配分時間的延長馬氏體回火程度逐漸加劇，在配分初期抗拉強度較高與碳配分到奧氏體中的程度較少有關。馬氏體的回火過程中通過松弛馬氏體轉變相關的內(nèi)應力或溶質(zhì)原子釘扎可動位錯導致屈服強度的增加。含Nb鋼在配分時間為10 s時延伸率達到最大值，這與其在配分時間為10 s時最大體積分數(shù)的殘余奧氏體及相對低的穩(wěn)定性相對應，隨配分時間的增加延伸率逐漸降低，這與先前組織及殘余奧氏體及其碳含量的變化相關，配分時間的增加，即使有相對低的碳含量能保證殘余奧氏體的相對穩(wěn)定使其在變形過程中產(chǎn)生TRIP效應，但因殘余奧氏體體積分數(shù)降低明顯，使得最終延伸率較低。在不同的配分時間下，含Nb鋼的延伸率均較高。

結論

1)對于1000 MPa級Q&P鋼，鈮微合金化可以有效細化組織并改善不同形態(tài)相的匹配，有效提高強度及塑性。

2)隨配分時間的增加，殘余奧氏體體積分數(shù)整體呈下降趨勢，含Nb鋼有利于碳在較短的時間內(nèi)完成配分，殘余奧氏體中碳含量相對較高，且表現(xiàn)出較高體積分數(shù)的殘余奧氏體。

3)隨配分時間的增加，屈服強度整體呈上升趨勢，而抗拉強度呈下降趨勢，延伸率整體呈先下降趨，在配分時間為10 s時，含Nb鋼殘余奧氏體體積分數(shù)最高，同時對應了最高的延伸率，強塑積達到最大值為25592 MPa·%。

文章來源——金屬世界