第9期9月
材料热处理学报
Vol．34September
No．92013
TＲANSACTIONSOFMATEＲIALSANDHEATTＲEATMENT
Q＆P工艺对TＲIP800钢组织和力学性能的影响
11
徐方毅，胡树兵，陈
宇
2
（1.华中科技大学材料成形与模具技术国家重点实验室，湖北武汉430074；
2.武汉钢铁（集团）公司研究院，湖北武汉430080）
摘
要：采用盐浴法对Al含量较高的TＲIP800钢进行了Q＆P（quenchingandpartitioning）工艺处理，研究淬火终点温度和分配时
间对试验钢的显微组织、力学性能和残留奥氏体含量的影响。结果表明：试验钢的显微组织为铁素体基体上分布着块状马氏体或马氏体－奥氏体的混合组织，随着淬火终点温度的降低或分配时间的延长，马氏体或马－奥组织的微观形貌会发生变化；分配·%；时间较短的试样综合力学性能更好，在淬火终点温度为250℃，分配时间为60s时得到的试样强塑积最高，可达22238MPa试样的拉伸断口显示出良好的韧性断裂特征；在Q＆P处理后试验钢的残留奥氏体含量大幅提高。关键词：Q＆P工艺；
TＲIP钢；
显微组织；
力学性能
6264（2013）09-0095-07文章编号：1009-中图分类号：TG142.4
文献标志码：A
EffectofquenchingandpartitioningprocessonmicrostructureandmechanicalpropertiesofaTＲIP800steel
XUFang-yi1，HUShu-bing1，CHENYu2
（1.StateKeyLaboratoryofMaterialsProcessingandDie＆MouldTechnology，HuazhongUniversityof
ScienceandTechnology，Wuhan430074，China；
2.ＲesearchandDevelopmentCenter，WuhanIronandSteelGroupCorp，Wuhan430080，China）
Abstract：ATＲIP800steelwhichcontainsplentyofAlwastreatedbyQ＆P（quenchingandpartitioning）processthroughsaltbathmethod，effectofquenchingtemperatureandpartitioningtimeonmicrostructure，mechanicalpropertiesandretainedaustenitecontentofthetestedsteelwereexperimentallyinvestigated．Theresultsindicatethatthemicrostructureofthetestedsteelisamixedstructurecomposedofferritematrixandblockymartensiteormartensite-austenite，andwiththedecreaseofquenchingtemperatureorincreaseofpartitioningtime，themorphologyofmartensiteormartensite-austenitechanges．Thesteeltreatedwithshorterpartitioningtimeexhibitsbettermechanicalproperties，itsproductofstrengthandplasticityreachesthemaximumvalue（22238MPa·%）atthequenchingtemperatureof250℃andthepartitioningtimeof60s．Thetensilefracturesurfaceofallspecimensshowsfeaturesofplasticfracture．TheretainedaustenitecontentofthetestedsteelincreasessubstantiallyaftertreatingbyQ＆Pprocess．Keywords：Q＆Pprocess；TＲIPsteel；microstructure；mechanicalproperty
随着汽车节能、环保和安全性方面的要求日益提高，今后汽车工业的发展趋势是在保证安全性的前提
［1］
下，依靠减小车身重量来降低油耗，减少排放。由于发展汽车用先进高强度钢是车身轻量化的重要途［2］径，所以先进高强度钢（AHSS）的生产制备工艺是
目前钢铁产业的研究热点。国内外的钢铁企业先后
开发出了双相钢（DP钢）、复相钢（CP钢）、相变诱发塑性钢（TＲIP钢）、孪晶诱导塑性钢（TWIP钢）等钢种，现阶段正在积极开展Q＆P钢的相关研究。Q＆P（quenchingandpartitioning，淬火-分配）工艺是由美国的Speer提出的一种通过调控室温下钢中马氏体和富碳残留奥氏体的体积分数来生产具有TＲIP效应的、高塑韧性和高强度级别钢种的热处理
［3-5］
，工艺将采用Q＆P工艺生产的钢种命名为Q＆P
钢（淬火分配钢）。Q＆P工艺的热处理曲线如图1所
收稿日期：基金项目：作者简介：通讯作者：
2012-07-20；修订日期：2012-12-03
2010年省部产学研合作重大项目（2010A090200047）；华徐方毅（1989—），男，从事第三代汽车用钢、取向硅钢方胡树兵（1963—），男，教授，研究方向为金属材料、材料表
中科技大学—WISCO联合实验室项目资助E-mail：ackewell@163．com。面研究，
87540057，E-mail：hushubing@163．com。面工程，电话：027-
示，首先将试样在单相奥氏体区或两相区（奥氏体+
铁素体）奥氏体化，然后淬火至Ms～Mf之间的某一温度QT，使钢中形成一定量的马氏体，再在该淬火终点
96材料热处理学报第34卷
温度或其上某一温度PT保温一段时间，使碳由马氏体向残留奥氏体中分配（扩散），此时马氏体的碳含量下降，奥氏体富碳后稳定性提高，最后水淬至室温获得由铁素体（部分奥氏体化时）、马氏体和富碳的
［3，6-7］
。马氏体组织保证残留奥氏体组成的复合组织
残留奥氏体在形变过程中能够发生相变了钢的强度，
研究Q＆P处理对其显微组织和力学性能的影响规
律，探索Q＆P工艺在Al含量较高的钢种中应用的可行性和实际效果。
1
1.1
试验材料和方法
试样制备
诱发塑性而提高钢的塑性，所以Q＆P工艺最大的优点是可以通过控制残留奥氏体的含量获得强度和塑
［3，8］
。图1中的例子表示的是初性俱佳的综合性能
始状态为均匀奥氏体的Q＆P工艺示意图，但需要说
明的是，钢件也可以在（α+γ）两相区保温，形成一定。数量的铁素体和奥氏体后再进行Q＆P处理
对部分奥氏体化的试样进行Q＆P处理可用于生产含有等轴铁素体的成形性好的钢板
［5，9］
［7，9-10］
试验材料为武钢生产的TＲIP800钢板，厚度为
1.83mm，其化学成分如表1所示。根据经验公式计Ac1温度算得到TＲIP800钢的Ac3温度超过1000℃，为710℃，而且在1000℃水淬的小试样中能够观察到少量铁素体，证明TＲIP800钢的完全奥氏体化温度确实高于1000℃。因此，本试验采用900℃下部分奥氏体化的处理，在该温度下奥氏体含量约为70%，其余为铁素体，奥氏体对应的Ms温度约为400℃。由此选择250℃和200℃作为淬火终点温度进行试将分配温度固定为400℃。验，
表1Table1
C
Mn
。
%）试验TＲIP800钢的化学成分（质量分数，CompositionofTＲIP800steel（massfraction，%）
Al
Mo
Si
Cu
Nb
P
N
S
Fe
0.211.671.430.170.130.0480.0190.0140.0030.0022Bal．
图1Cγ和均匀奥氏体经Q＆P工艺处理示意图（Ci、
1.2
Cm分别表示原始合金、奥氏体和马氏体中的碳含量，QT和PT分别表示淬火终点温度和分配温度）
Fig．1
SchematicillustrationoftheQ＆Pheattreatmentprocessfromhomogeneousaustenite（Ci，CγandCmrepresentthecarboncontentsoftheinitialalloy，austeniteandmartensite，respectively，QTandPTarethequenchingandpartitioning
temperatures，respectively）
试验方法
将TＲIP800钢板沿轧制方向线切割成拉伸试样毛
坯进行Q＆P工艺处理，试验步骤为：试样经900℃×180s部分奥氏体化后，淬火至250℃或200℃的盐浴中并保温30s，再放入400℃的盐浴炉中保温10～600s进行分配处理，最后水淬至室温。试验采用的具体热处理工艺参数如表2所示，在每一种工艺下选取了两块毛坯进行热处理和分析以减小试验误差。将热处理之后的毛坯按国标GB/T228－2002加工成标准拉伸试样，拉伸试样的具体尺寸如图2所示，余料用于组织观察和分析。用3%硝酸酒精溶液PMG3型金相显微镜和显示显微组织，在OLYMPUS-Quanta200型环境扫描电镜上进行显微组织观察和ＲB型旋转阳极X射线衍射仪进行分析，采用DMAX-物相分析和鉴定，试验参数为：Mo靶、电压40kV、电流250mA、步宽0.02°、扫描速度5°/min。为避免织
（211）α衍射线和奥构的影响，选择α相的（200）α、（220）γ、（311）γ衍射线进行步进扫氏体的（200）γ、
描和组合配对，再采用直接比较法计算残留奥氏体的含量。拉伸试样的力学性能测试在WDW3200微控电子万能试验机上按国标进行，拉伸断口的形貌观察在环境扫描电镜上完成。
在Q＆P工艺处理过程中必须有效地抑制碳化物析出
［4］
，所以含有一定量的Si或Al元素的钢种（如
TＲIP钢）才可以进行Q＆P处理。由于Al属于铁素
因此Al含量较高的钢种在进行Q＆P处体形成元素，
［11-12］
，但理时完全奥氏体化温度一般在1000℃以上
是如此高的加热温度显然不能满足工业生产的要求。
目前国外对Al含量较高的钢种的Q＆P工艺研究并不广泛，采取的都是在双相区进行部分奥氏体化处理，而且仅仅对其组织进行了表征和分析
［13-14］
；国内
，
锰钢进行Q＆P处理的研究则集中于对低碳硅-的Q＆P钢并未进行实质性的研究
［11-12］
［15-16］
淬火之前均采用完全奥氏体化处理，对Al含量较高
。本文旨在通
过对Al含量较高的TＲIP800钢进行Q＆P工艺处理，
第9期徐方毅等：Q＆P工艺对TＲIP800钢组织和力学性能的影响
表2
Table2
Q＆P热处理的工艺参数
97
ProcessparametersofQ＆Pheattreatment
Quenchingtemperature/℃
250250250250250250200200200200200200
Holdingtime/sPartitioningtemperature/℃Partitioningtime/s
303030303030303030303030
400400400400400400400400400400400400
103060120300600103060120300600
ProcessNo．Austenitizingtemperature/℃Holdingtime/s
123456789101112
900900900900900900900900900900900900
180180180180180180180180180180180180
图2
Fig．2
拉伸试样的尺寸示意图（mm）
Schematicillustrationofthetensilespecimen（mm）
2
2.1
试验结果和分析
力学性能分析
图3（a）和图3（b）分别是淬火终点温度为250℃和200℃时Q＆P工艺处理试样的力学性能随分配时间的变化曲线。从图3（a）中可以看出，当淬火终点温度为250℃时，在分配时间从10s增加到300s的
过程中，抗拉强度呈现出明显的下降趋势，分配时间为10s时得到最大的抗拉强度1007.1MPa，而断后伸长率则在分配时间为60s时达到最大值26.8%。由图3（b）观察发现，在淬火终点温度为200℃时，当分配时间在10s到600s之间变化时，抗拉强度呈现单调减小的趋势，由10s时的最大抗拉强度947.8MPa降低到600s时的864MPa。断后伸长率的变化趋势与图3（a）中类似，即随着分配时间的延长先增加后减小，在分配时间为30s时得到最大断后伸长率23.3%。将图3（a）和图3（b）对比观察可以发现一些相似之处：随分配时间的延长，两图中的
而且断后伸长率抗拉强度都呈现出明显的下降趋势，
整体上都显示出先增加后减小的变化规律。
图4是淬火终点温度为250℃和200℃时Q＆P工艺处理试样的强塑积随分配时间的变化曲线。由图
Q＆P工艺处理试样的强塑积在淬火终点温度为可见，
250℃、·%。分配时间为60s时达到最大值22238MPa
图3
淬火终点温度为（a）250℃和（b）200℃时试样的力学
性能随分配时间的变化曲线
Fig．3
Variationofmechanicalpropertiesasafunctionof
（a）250℃and（b）200℃
partitioningtimeatthequenchingtemperaturesof
当淬火终点温度为200℃，分配时间为30s时，强塑
·%。整体来看，本试验中分配时间积可达21235MPa
随着分配时间的增较短的试样综合力学性能更好，
加，强塑积呈下降趋势。将图4中的强塑积曲线与图3（a）和图3（b）中的伸长率曲线对比可以看出，强塑积的变化规律与断后伸长率的变化规律一致。由此可得出结论：本试验中，断后伸长率的变化对试样的强塑积具有非常重要的影响，强塑积提高的主要途径应该是增强材料的塑性，提高试样的断后伸长率。
98材料热处理学报第34卷
图4Q＆P工艺处理试样的强塑积随分配时间的变化曲线
Fig．4Variationofproductofstrengthandplasticityasafunction
ofpartitioningtimeforthesteeltreatedbyQ＆Pprocess
同时，对原始TＲIP800钢板的力学性能进行测试，得到其抗拉强度为770.5MPa，断后伸长率为23.4%，%。强塑积为18035MPa·与原TＲIP钢的性
Q＆P处理后钢板的强度有了全面显著的提能相比，
最大提高幅度超过200MPa，在伸长率方面整体高，
上与原始TＲIP钢板持平，因而绝大多数试样的强塑积高于原TＲIP800钢。从这些相互比较中可以看
Q＆P工艺作为一种新型的热处理工艺，出，与传统工艺相比的确具有很大的优越性，它的优势体现在能够
［17］
保证较高强度的同时保持良好的塑性。2.2
断口形貌分析
图5是Q＆P工艺处理试样的拉伸断口纤维区照
图5Fig．5
Q＆P工艺处理试样的拉伸断口形貌
（a）工艺1（A=20.4%）；（b）工艺3（A=26.8%）
Morphologyoftensilefracturesurfaceofspecimens
（a）processNo．1（A=20.4%）；
（b）processNo．3（A=26.8%）
treatedbyQ＆Pprocess
片，从图中可以看出两个拉伸断口都呈现出典型的韧窝形貌，显示出良好的韧性断裂特征，这也与试样具有的较高伸长率值相一致。图5（a）和5（b）中的大多数韧窝是分布均匀的等轴韧窝，但在韧窝尺寸方面（b）图明显大于（a）图，说明工艺3的试样塑性更好。将以上分析和推测与断后伸长率的实验结果对比之后可以发现，断口形貌的分析结果进一步证实了伸长率数据反映的塑性高低。2.3物相分析
对Q＆P工艺处理的试样进行了X射线衍射分析，拉伸试验前后工艺3（QT=250℃、分配时间60s）试样的X射线衍射谱图及其标定结果如图6所示。从图6（a）中可以看到工艺3试样的衍射谱中出现了3个明显的α相的衍射峰，表明试样以α相为主要组成相，包括铁素体和马氏体，还有4个奥氏体的衍射峰，经过定量计算得到工艺3的试样中残留奥
8、氏体含量为11.5%（体积分数）。同样测得工艺5、12的试样中残留奥氏体含量依次为4.5%、4.3%、
1%，原TＲIP800钢的残留奥氏体含量为5.8%。图6
（b）为拉伸试验后工艺3试样的衍射谱，其奥氏体衍
计算得到奥氏体含量仅为射峰的强度非常微弱，
0.5%，相比拉伸前大幅度降低。这一结果说明试样在变形过程中相变诱发塑性效应显著，大部分残留奥
氏体转变成为了马氏体，在提高塑性的同时提高了钢的强度，因而残留奥氏体含量最高的工艺3试样的综
特别是伸长率很高。合力学性能最佳，
工艺3的试样中能够保留较多的残留奥氏体是
因为这个试样的淬火终点温度较高，而且分配时间适中，一方面在初次淬火后仍然保留了较多的奥氏体，保证了在分配过程中有充足的奥氏体参与；另一方碳分配过程的充分进行促进了奥氏体的富碳，同面，
时又不至于引起奥氏体的分解，两方面原因的共同作用使得该工艺下残留奥氏体的含量比其它工艺下高。
Q＆P工艺在本试验中，随着残留奥氏体含量的增加，处理试样的伸长率和强塑积都明显提高，证明残留奥
氏体有效地改善了试样的塑性和综合力学性能。与原TＲIP钢相比，工艺3的试样在残留奥氏体含量和
第9期徐方毅等：Q＆P工艺对TＲIP800钢组织和力学性能的影响99
基体上的白色块状组织是未回火马氏体和残留奥氏
深色块状组织为回火马氏体，两者都是奥体的组织，
［14］
氏体在Q＆P处理过程中发生转变得到的产物。与工艺5的试样相比，工艺3的试样中未回火马氏体
和残留奥氏体的含量更高，回火马氏体的含量较低。这一结论和工艺5的试样分配时间较长相一致，因为在较长的分配时间下会发生马氏体回火转变。为了进一步对马氏体或马氏体-奥氏体组织的微观形貌进行分析，在扫描电镜下对试样进行观察，得到图8。
图6Fig．6
工艺3处理试样的X射线衍射结果（a）拉伸试验前；（b）拉伸试验后
X-raydiffractionspectraofspecimenstreatedby
（a）beforetensiletest；（b）aftertensiletest
processNo．3
强塑积方面都有了大幅提高。
2.4显微组织分析
对Q＆P工艺处理试样的组织观察，得到两种典型工艺对应的组织，如图7所示。由图可见，组织的共同特征为白色基体上密集分布着白色或灰褐色的块状组织，其中白色基体为铁素体，主要是试样在双相区部分奥氏体化时形成的铁素体，也可能含有少量
［13］
在第一次淬火过程中形成的外延铁素体，分布于
图7Fig．7
Q＆P工艺处理试样的组织
（a）工艺3；（b）工艺5
MicrostructureofthesteeltreatedbyQ＆Pprocess（a）processNo．3；（b）processNo．5
图8Q＆P工艺处理试样的显微组织
Fig．8
（a）工艺3；（b）工艺5；（c）工艺8；（d）工艺12
MicrostructureofthesteeltreatedbyQ＆Pprocess
（a）processNo．3；（b）processNo．5；（c）processNo．8；（d）processNo．12
100材料热处理学报第34卷
在图8中观察发现：工艺3（QT=250℃、分配时间60s）的试样中尺寸大小不一的马氏体或马-奥组织在深色铁素体基体上分布均匀，而且多数块状组织表面平整光亮、不易腐蚀，主要呈现出淬火态马氏体的特征，保证了钢的强度；同时较高含量的残留奥氏
保证了体能够发生相变诱发塑性以有效地协同变形，钢的塑性变形能力，所以工艺3的试样能够得到最高
的强塑积。与图8（a）相比，分配时间延长至300s的工艺5的试样中部分块状组织表现出回火态马氏体的组织特征（如箭头所示），这是因为分配时间较长时，在第一次淬火过程中形成的一次淬火马氏体在分
［18］
配阶段发生了回火转变而更容易被腐蚀。图8（b）中一次马氏体的整体形貌比较粗糙，而表面平整的大多是在第二次淬火过程中由不稳定的奥氏体分
［17］
解产生的新鲜马氏体或M/A组织。由于工艺5的试样发生了回火，所以强度略低于工艺3的试样，其伸长率的降低则是因为过长的分配时间下部分奥氏体发生了分解。图8（c）与前面两图的区别是：图8（c）工艺8（QT=200℃、分配时间30s）的试样中易腐蚀的一次马氏体含量更高而难腐蚀的二次马氏体（箭头所示）含量较低，这是因为当淬火终点温度由250℃下降到200℃时，淬火形成的一次马氏体量更多、未转变奥氏体量较少，从而最终的试样组织中一次马氏体的比例提高，由未转变奥氏体分解得到的二次马氏体比例有所降低。相比图8（c），当分配时间延长到600s时，在图8（d）中能观察到更多回火程度更高的马氏体，呈现出条块状形貌，同时只有很少量
与工艺的二次马氏体。出现这种组织特征的原因是，8的试样相比，工艺12试样的分配时间更长，因此马
氏体的回火态特征更加明显，而且在分配过程中部分奥氏体转变成为了马氏体，导致奥氏体的含量减少，在最终淬火时形成的二次马氏体含量也随之降低。工艺8和工艺12的试样具有较高的一次马氏体含
［17］
量，因此强度高于工艺3和工艺5的试样，这两个试样的伸长率不高是因为其组织中残留奥氏体的含
参
考
量较低，在拉伸过程中协同变形、松弛应力的能力较
差。从显微组织方面分析，工艺12的试样比工艺8
［16］
的试样强度稍低主要是以下原因造成的：首先，工艺12的试样中马氏体的回火程度更高，对强度的损
害更明显；其次，碳分配过程的进行也会使碳的固溶
从而导致分配时间较长的试样中马氏强化效果下降，体强度降低更多。
3结论
1）TＲIP800钢在经过Q＆P工艺处理后力学性能
有了显著提升，强度提高的同时伸长率基本保持不变。在淬火终点温度为250℃，分配时间为60s时得到的
·%。试样综合力学性能最佳，其强塑积达到22238MPaQ＆P工艺处理试样的拉伸断口都呈现出典型的韧窝形貌，显示出良好的韧性断裂特征，对断口形貌进行分析得到的结果进一步证实了伸长率数据反映的塑
性高低；
2）Q＆P工艺处理TＲIP800钢的显微组织为铁素体基体上分布着块状马氏体或马氏体-奥氏体的混合组织。综合力学性能最好的试样中马氏体或马-奥组
随分配时间的延长，织呈现出淬火态马氏体的特征，
部分奥氏体会发生分解而导致力学性能下降，在淬火终点温度较低时能够得到更多的一次马氏体和更高
的强度，但试样中的残留奥氏体含量和伸长率会明显Q＆P工艺处理的试样中残留减小。XＲD分析表明，
与原TＲIP钢相比有了大幅奥氏体含量可达11.5%，
提高。试样在变形过程中相变诱发塑性效应显著，说明残留奥氏体能够有效地改善试样的塑性和综合力
学性能；
3）通过对Al含量较高的TＲIP800钢进行Q＆P工艺处理，证实了Q＆P工艺在Al含量较高的钢种中应用的可行性，并且取得了良好的效果。可以预见，在进一步优化热处理工艺参数之后，试验钢的综合力这种新型的Q＆P钢也学性能会有更大幅度的提升，
有望在汽车工业中得到广泛的应用。
文
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