謝勝濤，劉振宇，王國(guó)棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819）

高性能節(jié)約型不銹鋼制備技術(shù)研發(fā)與應(yīng)用

謝勝濤，劉振宇，王國(guó)棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110819）

開(kāi)發(fā)了409L和410S鐵素體不銹鋼冷軋板的淬火-配分（Q&P）工藝，獲得了鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的復(fù)相組織。通過(guò)優(yōu)化奧氏化溫度、淬火溫度和配分時(shí)間，獲得了盡量多的馬氏體和殘余奧氏體。與常規(guī)退火和淬火-回火（Q&T）工藝相比，Q&P工藝獲得了最優(yōu)的強(qiáng)度和延伸率組合、連續(xù)性屈服和適中的n值、r值，達(dá)到了高強(qiáng)度和易成型的要求，能夠替代先進(jìn)高強(qiáng)鋼用于生產(chǎn)汽車(chē)結(jié)構(gòu)件。

不銹鋼；淬火；配分；高強(qiáng)度；易成型

1 前言

2012年我國(guó)汽車(chē)產(chǎn)量超過(guò)1.9×107輛高居世界首位，成為拉動(dòng)經(jīng)濟(jì)發(fā)展的重要產(chǎn)業(yè)，這也對(duì)鋼鐵產(chǎn)業(yè)產(chǎn)生了重要影響。2012年汽車(chē)用鍍鋅板用量約為6.0×106t，鋅消耗量約為3.0×105t。但是，我國(guó)鋅資源的儲(chǔ)量和保證年限遠(yuǎn)低于世界平均水平；而且，我國(guó)報(bào)廢汽車(chē)的鍍鋅板再冶煉時(shí)，產(chǎn)生的鋅塵絕大部分被排入大氣，即使在發(fā)達(dá)國(guó)家，也有多于20%的鋅塵被排入大氣。因此，鋅資源的過(guò)度消耗及其造成的環(huán)境破壞是汽車(chē)產(chǎn)業(yè)可持續(xù)發(fā)展所面臨的嚴(yán)峻考驗(yàn)。

目前，這一問(wèn)題受到全球汽車(chē)產(chǎn)業(yè)的高度關(guān)注，發(fā)達(dá)國(guó)家的汽車(chē)制造開(kāi)始大量使用高性能不銹鋼。這是因?yàn)椋翰讳P鋼板的耐蝕性遠(yuǎn)優(yōu)于鍍鋅板[1]；而且，實(shí)際使用中，鍍鋅板一旦表面鋅層局部破損，其使用壽命將銳減，尤其是車(chē)輛下部和發(fā)動(dòng)機(jī)蓋等經(jīng)常受水氣侵蝕的部位；更重要的是，不銹鋼板再冶煉時(shí)可以完全被回收。在德國(guó)和意大利等歐洲國(guó)家，經(jīng)過(guò)20多年試驗(yàn)，目前80%的大型客車(chē)使用全不銹鋼構(gòu)件，圖1示出了此種全不銹鋼客車(chē)的照片。以全生命周期計(jì)算，全不銹鋼客車(chē)的成本比普通客車(chē)低約20%，可100%回收，且避免了表面涂鍍和鋅塵污染等對(duì)資源與環(huán)境造成的負(fù)擔(dān)[2]。因此，用不銹鋼板取代鍍鋅板，既能使汽車(chē)用鋼長(zhǎng)壽命化，又能使汽車(chē)產(chǎn)業(yè)可持續(xù)發(fā)展。

圖1 全不銹鋼結(jié)構(gòu)的大梁承重式客車(chē)和自承重式客車(chē)Fig.1 Self-supporting and girder-supporting coaches with stainless steel frames

然而，含鎳的300系奧氏體不銹鋼成本過(guò)高，同樣受到稀缺性鎳資源的嚴(yán)重制約。因此，汽車(chē)結(jié)構(gòu)用鋼應(yīng)發(fā)展基本不含鎳的節(jié)約型不銹鋼。此類(lèi)不銹鋼中，最常用的是400系鐵素體不銹鋼，其具有良好的塑性，且材料成本與熱鍍鋅普碳鋼基本相當(dāng)，但強(qiáng)度偏低，故應(yīng)用于廚房用具、家用電器和汽車(chē)排氣系統(tǒng)等領(lǐng)域。因此，要將其應(yīng)用于汽車(chē)結(jié)構(gòu)件領(lǐng)域，又要滿足汽車(chē)用鋼輕量化的發(fā)展要求，必須改進(jìn)傳統(tǒng)400系鐵素體不銹鋼的顯微組織結(jié)構(gòu)，制造出強(qiáng)度和塑性均較好的節(jié)約型不銹鋼。

2 高強(qiáng)度易成型鋼板制備理論基礎(chǔ)

相變強(qiáng)化是提高鋼板強(qiáng)度和塑性的常用手段。最初工藝是將高溫奧氏體淬火至馬氏體相變結(jié)束溫度（Mf）以下再回火，使其轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體的淬火-回火（Q&T）工藝[3]。回火馬氏體強(qiáng)度高，雖然韌性尚可，但塑性差。后來(lái)，開(kāi)發(fā)出將高溫奧氏體淬火至貝氏體相變開(kāi)始溫度（Bs）與結(jié)束溫度（Bf）之間，保溫一段時(shí)間再淬火至室溫，使其轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹭愂象w和殘余奧氏體的貝氏體區(qū)回火工藝[4，5]。殘余奧氏體的相變誘發(fā)塑性（TRIP）效應(yīng)使此種組織塑性好，但回火貝氏體的強(qiáng)化效果不顯著。近年來(lái)，Speer等提出了綜合前兩種工藝優(yōu)點(diǎn)的淬火-配分（Q&P）工藝[6，7]，其將高溫奧氏體淬火至馬氏體相變開(kāi)始溫度（Ms）與結(jié)束溫度（Mf）之間，再升溫至稍高于Ms進(jìn)行保溫，最后淬火至室溫，使其轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體和殘余奧氏體來(lái)提高強(qiáng)度和塑性。

Q&P工藝起初用于普碳鋼[8～11]，最近拓展至不銹鋼[12～14]。圖2示意性地給出了鐵素體不銹鋼經(jīng)Q&P工藝處理時(shí)的熱歷程和組織演變：由于較高的Cr含量和較低的C、N含量使其高溫?zé)o單一奧氏體區(qū)，故加熱至Ac1溫度以上的（奧氏體+鐵素體）兩相區(qū)；然后淬火至Ms～Mf，高溫奧氏體部分相變?yōu)轳R氏體，部分未相變；再加熱至比Ms稍高的溫度，馬氏體發(fā)生回火，同時(shí)，馬氏體及鐵素體內(nèi)過(guò)飽和的固溶C、N原子向未相變奧氏體內(nèi)擴(kuò)散，使之由于固溶C、N的富集而更加穩(wěn)定；最后淬火至室溫，被C、N充分穩(wěn)定的奧氏體可保留至室溫，穩(wěn)定不充分的奧氏體仍相變?yōu)轳R氏體。

與普碳鋼相比，不銹鋼Q&P工藝的優(yōu)勢(shì)在于：高于12%的Cr含量使其淬透性較強(qiáng)，在淬火過(guò)程中會(huì)促進(jìn)馬氏體相變，抑制鐵素體、珠光體和貝氏體相變，在配分過(guò)程中又抑制未相變奧氏體發(fā)生貝氏體相變，這些均有利于最終馬氏體和殘余奧氏體的獲得。因此，本文研究了利用Q&P工藝制備高強(qiáng)度、易成形的節(jié)約型不銹鋼板，使之應(yīng)用于汽車(chē)結(jié)構(gòu)件領(lǐng)域。

圖2 鐵素體不銹鋼經(jīng)Q&P工藝處理的熱歷程和組織演變示意圖Fig.2 A schematic illustration of thermal route and microstructural evolution of Q&P treatment for ferritic stainless steel

3 高強(qiáng)度易成型不銹鋼板制備技術(shù)研發(fā)

實(shí)驗(yàn)選用0.9 mm厚的409L和410S不銹鋼冷軋板，兩者的化學(xué)成分如表1所示。實(shí)驗(yàn)優(yōu)化后的Q&P工藝是將兩個(gè)鋼種的冷軋板用加熱爐分別加熱至1 030℃和1 000℃保溫3 min，再分別淬火于350℃和240℃鹽浴中，然后均放入400℃鹽浴中配分15 min，最后均水淬至室溫，制成了Q&P處理板。作為對(duì)比：將409L和410S上述工藝中的350℃和240℃鹽浴均換為室溫水淬，其余工藝不變，制成了Q&T處理板；另外，將409L和410S冷軋板分別加熱至930℃、退火4 min和800℃、退火1 h，再空冷至室溫，制成了常規(guī)退火板。

表1 實(shí)驗(yàn)用409L和410S不銹鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of investigated 409L and 410S stainless steels

由于高溫奧氏體是提高強(qiáng)度和塑性的馬氏體和殘余奧氏體的來(lái)源，為此需要確定兩個(gè)鋼種的奧氏體化溫度。將409L和410S冷軋板試樣均加熱至800～1 200℃的多個(gè)溫度保溫5 min，再水淬至室溫，用光學(xué)顯微鏡觀察組織，將其中的馬氏體對(duì)應(yīng)于高溫奧氏體，以此確定兩者高溫奧氏體含量隨溫度的變化，如圖3所示。由于兩個(gè)鋼種Cr含量均較高、且C、N含量較低，因此，兩者高溫均無(wú)單一奧氏體區(qū)，僅有（奧氏體+鐵素體）兩相區(qū)。409L的兩相區(qū)存在于950～1 180℃，高溫奧氏體含量在1 030℃達(dá)到極大值37%；410S的兩相區(qū)存在于840～1 200℃，高溫奧氏體含量在1 000℃達(dá)到極大值73%。與409L相比，410S較多的C、N含量使其高溫奧氏體的存在溫度區(qū)間更寬、峰值含量更多。為了挖掘兩個(gè)鋼種提高強(qiáng)度和塑性的最大潛能，兩者均以高溫奧氏體含量極大的溫度為奧氏體化溫度。

圖3 高溫奧氏體含量隨溫度的變化Fig.3 Variations of original austenite fraction with temperature

由于淬火溫度應(yīng)設(shè)定為Ms～Mf之間的合適溫度，為此需要確定兩個(gè)鋼種的馬氏體相變溫度。將409L和410S的?3 mm×10 mm圓柱形試樣放入相變儀中，分別加熱至1 030℃和1 000℃保溫5 min，再均以50℃/s的冷速冷卻至室溫。圖4示出了冷卻過(guò)程中，馬氏體相變區(qū)間試樣的長(zhǎng)度變化曲線。用切線法處理曲線，可知：409L的Ms為400℃、Mf為300℃；410S的Ms為330℃、Mf為150℃。與409L相比，410S較多的C、N含量使其馬氏體相變發(fā)生較為滯后、持續(xù)時(shí)間較長(zhǎng)。通過(guò)曲線的偏移量可知，410S的相變馬氏體量約是409L的兩倍。

圖4 相變儀試樣在馬氏體相變過(guò)程中的相對(duì)長(zhǎng)度變化Fig.4 Relative length changes of dilatometry specimen during martensitic transformation

由于Q&P后，大部分高溫奧氏體相變?yōu)轳R氏體，僅小部分殘留至室溫，而殘余奧氏體具有TRIP效應(yīng)，是成品在強(qiáng)度提高的同時(shí)又保持塑性的關(guān)鍵。因此，在奧氏體化程度一定的前提下，獲得盡量多殘余奧氏體是Q&P工藝的目標(biāo)。相關(guān)研究[8～14]發(fā)現(xiàn)：淬火溫度和配分時(shí)間均影響殘余奧氏體的含量。為此，應(yīng)用X射線衍射（XRD）儀對(duì)不同Q&P工藝參數(shù)處理后的樣品進(jìn)行了檢測(cè)，并通過(guò)衍射峰強(qiáng)度計(jì)算了殘余奧氏體含量。

圖5示出了409L與410S冷軋板經(jīng)過(guò)優(yōu)選的Q&P工藝處理后XRD衍射譜線，為方便比較兩者，410S的譜線向上平移了250個(gè)強(qiáng)度單位。在兩者譜線中，首先檢測(cè)出強(qiáng)度較高的鐵素體和馬氏體的{110}、{200}、{211}、{220}和{310}晶面衍射峰，由于鐵素體、馬氏體的晶格參數(shù)十分接近，故兩者同名晶面衍射峰基本重合；其次，檢測(cè)出強(qiáng)度較低的殘余奧氏體的{111}、{200}、{220}和{311}晶面衍射峰。與409L相比，410S較多的高溫奧氏體使其殘余奧氏體的衍射峰強(qiáng)度較高。

圖6a示出了由XRD檢測(cè)的409L由1 030℃淬火至300～400℃和410S由1 000℃淬火至150～330℃，然后兩者均于400℃配分900 s后，淬火溫度對(duì)殘余奧氏體含量的影響。當(dāng)淬火溫度在（Ms+Mf）/2附近時(shí)，殘余奧氏體含量最多；當(dāng)淬火溫度由此值向Ms或Mf變動(dòng)時(shí)，殘余奧氏體含量均逐漸減少。這是由于：當(dāng)淬火溫度靠近Ms時(shí)，淬火至Ms～Mf后未相變奧氏體較多，配分后含量有限的固溶C、N使奧氏體內(nèi)固溶C、N濃度整體較低，這樣的奧氏體在淬火至室溫時(shí)易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，最終殘余奧氏體含量較低；當(dāng)淬火溫度靠近Mf時(shí)，淬火至Ms～Mf后未相變奧氏體較少，雖然配分后奧氏體內(nèi)固溶C、N濃度較高，容易在淬火至室溫后保留下來(lái)，但最終殘余奧氏體含量較低。因此，優(yōu)選的淬火溫度為（Ms+Mf）/2。

圖6b示出了由XRD檢測(cè)的409L由1 030℃淬火至350℃和410S由1 000℃淬火至240℃，然后兩者于400℃配分10～6 000 s后，配分時(shí)間對(duì)殘余奧氏體含量的影響。當(dāng)配分時(shí)間增加至約900 s時(shí)，殘余奧氏體含量逐漸增加；當(dāng)配分時(shí)間繼續(xù)增加時(shí)，殘余奧氏體含量又逐漸減少。這是由于：當(dāng)配分時(shí)間<900 s時(shí)，隨時(shí)間延長(zhǎng)，C、N向未相變奧氏體內(nèi)的富集進(jìn)行得愈加充分；當(dāng)配分時(shí)間>900 s時(shí)，隨時(shí)間延長(zhǎng)，馬氏體內(nèi)碳化物的析出會(huì)增加，C、N向未相變奧氏體內(nèi)的富集會(huì)逆向進(jìn)行，同時(shí)未相變奧氏體分解為貝氏體+碳化物也會(huì)加劇。因此，當(dāng)配分溫度為400℃時(shí)，優(yōu)選的配分時(shí)間為900 s。

圖6 淬火溫度和配分時(shí)間對(duì)冷軋板經(jīng)Q&P處理后殘余奧氏體含量的影響Fig.6 Effects of quenching temperature and partitioning time on the amount of retained austenite in Q&P treated cold rolling sheets

圖7示出了兩個(gè)鋼種的冷軋板分別經(jīng)過(guò)優(yōu)化的Q&P和常規(guī)退火處理后的掃描電子顯微鏡（SEM）照片。經(jīng)Q&P處理后，兩個(gè)鋼種內(nèi)均可見(jiàn)板條狀馬氏體和平整的鐵素體，但無(wú)法識(shí)別馬氏體內(nèi)殘余奧氏體。409L含有穩(wěn)定化元素Ti，其析出物種類(lèi)較多，包括：分布位置對(duì)鐵素體、馬氏體無(wú)選擇性的邊長(zhǎng)約5 μm的立方體TiN（標(biāo)記為A）和邊長(zhǎng)約500 nm近方體Ti（CN），標(biāo)記為B，以及分布于馬氏體內(nèi)軸徑約30 nm、長(zhǎng)約250 nm的針狀（Fe，Cr）3C（標(biāo)記為C）。410S不含穩(wěn)定化元素，其析出物僅有分布于馬氏體內(nèi)軸徑約50 nm、長(zhǎng)約500 nm的針狀（Fe，Cr）3C。

圖7 冷軋板分別經(jīng)Q&P和常規(guī)退火處理后SEM顯微照片F(xiàn)ig.7 SEM micrographs of Q&P treated and normally annealed cold rolling sheets

經(jīng)常規(guī)退火后，兩個(gè)鋼種均為鐵素體基體。409L內(nèi)析出物有：與經(jīng)Q&P處理后特征相似的TiN和Ti（CN），以及直徑40～80 nm的球狀TiC（標(biāo)記為D）和（Cr，F(xiàn)e）23C6（標(biāo)記為E）。410S內(nèi)析出物僅有0.4～1 μm的球狀（Cr，F(xiàn)e）23C6。由于常規(guī)退火和其后空冷在（Cr，F(xiàn)e）23C6和TiC的主要析出溫度區(qū)間540℃～Ac1[15，16]停留時(shí)間較長(zhǎng)，因此其析出物總量明顯多于經(jīng)Q&P處理后。

圖8示出了兩個(gè)鋼種的冷軋板經(jīng)過(guò)優(yōu)化的Q&P工藝處理后透射電子顯微鏡（TEM）照片。圖8a和圖8c明場(chǎng)像中大塊區(qū)域?yàn)橐桓邷貖W氏體晶粒內(nèi)的馬氏體，其具有板條亞結(jié)構(gòu)和高密度位錯(cuò)，周?chē)蔫F素體晶粒位錯(cuò)密度較低。圖8b和圖8d暗場(chǎng)像是由殘余奧氏體的特征衍射光獲取的。來(lái)自于同一高溫奧氏體晶粒的殘余奧氏體具有基本一致的晶體學(xué)取向，其主要以薄片狀分布于馬氏體板條之間和以多邊形分布于高溫奧氏體晶界處。410S的薄片狀殘余奧氏體寬50～300 nm，較409L的50～100 nm寬大，且總量較多。

圖8 冷軋板經(jīng)Q&P處理后TEM顯微照片F(xiàn)ig.8 TEM micrographs of Q&P treated cold rolling sheets

4 性能評(píng)價(jià)

按國(guó)標(biāo)（GB/T 228.1—2010）的要求，沿軋向截取拉伸試樣，進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。圖9示出了兩個(gè)鋼種的冷軋板分別經(jīng)過(guò)優(yōu)化的Q&P、Q&T和常規(guī)退火處理后拉伸試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；表2示出了相應(yīng)的力學(xué)性能。與常規(guī)退火和Q&T工藝相比，Q&P工藝獲得了最優(yōu)的強(qiáng)度和延伸率組合，這得益于馬氏體的強(qiáng)化和殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)；而且，其屈服平臺(tái)完全消失，這是由于屈服平臺(tái)產(chǎn)生于拉伸變形初期，鐵素體內(nèi)位錯(cuò)的擴(kuò)展和增殖受到固溶C、N原子形成的柯氏氣團(tuán)釘扎，而Q&P工藝的奧氏體化和配分過(guò)程使固溶C、N原子向馬氏體和殘余奧氏體內(nèi)富集，最終，鐵素體內(nèi)固溶C、N原子顯著減少，柯氏氣團(tuán)效應(yīng)消失，而且在二次加工中，工件表面也不會(huì)出現(xiàn)影響外觀的呂德斯帶；另外，此工藝還獲得了較為適中的加工硬化指數(shù)n值和塑性應(yīng)變比r值，這保證了二次加工的潛能。與409L相比，410S較高的C、N含量使其各相應(yīng)工藝的強(qiáng)度較高，延伸率、n值和r值稍低。

圖9 冷軋板分別經(jīng)Q&P、Q&T和常規(guī)退火處理后拉伸試樣的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.9 Engineering stress-strain curves of tensile specimen of Q&P treated，Q&T treated and normally annealed cold rolling sheets

表2 冷軋板分別經(jīng)Q&P、Q&T和常規(guī)退火處理后的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of Q&P treated，Q&T treated and normally annealed cold rolling sheets

圖10示出了409L冷軋板分別經(jīng)過(guò)優(yōu)化的Q&P和常規(guī)退火處理后，電化學(xué)腐蝕實(shí)驗(yàn)的極化曲線。Q&P后的點(diǎn)蝕電位為0.14 V，高于常規(guī)退火后的0.10 V，即Q&P后點(diǎn)蝕的發(fā)生要滯后于常規(guī)退火后。這是由于：常規(guī)退火后，富Cr的（Cr，F(xiàn)e）23C6析出較多，這造成其周?chē)w貧Cr，耐蝕性降低；而Q&P后，雖有（Fe，Cr）3C析出，但其總量較少、且富Cr程度較低[17]。

圖10 409L冷軋板分別經(jīng)Q&P和常規(guī)退火處理后的電化學(xué)腐蝕極化曲線Fig.10 Polarizing curves in electrochemical etching tests of Q&P treated and normally annealed cold rolling sheets of 409L stainless steel

5 結(jié)語(yǔ)

本文研究了利用Q&P工藝制備高強(qiáng)度、易成型的節(jié)約型不銹鋼板。

1）選用409L和410S冷軋板，于高溫奧氏體含量最多的溫度進(jìn)行奧氏體化，再淬火于Ms～Mf，又配分于稍高于Ms的400℃。當(dāng)淬火溫度為（Ms+Mf）/2、配分時(shí)間為900 s時(shí)，最終可獲得較多的殘余奧氏體。

2）Q&P工藝獲得了鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的復(fù)相組織。409L內(nèi)析出物有分布位置對(duì)鐵素體、馬氏體無(wú)選擇性的TiN和Ti（CN）以及馬氏體內(nèi)的（Fe，Cr）3C；410S內(nèi)析出物僅有馬氏體內(nèi)的（Fe，Cr）3C。殘余奧氏體分布于馬氏體板條之間和高溫奧氏體晶界處；與409L相比，410S的殘余奧氏體較寬大、總量較多。

3）與常規(guī)退火和Q&T工藝相比，Q&P工藝獲得了最優(yōu)的強(qiáng)度和延伸率組合、連續(xù)性屈服和適中的n值、r值，達(dá)到了高強(qiáng)度、易成型的要求。與409L相比，410S強(qiáng)度較高，延伸率、n值和r值稍低。

4）采用Q&P工藝制備409L，獲得了較常規(guī)退火工藝更高的點(diǎn)蝕電位，提高了其耐蝕性。

[1]Shiokawa T，Yazawa Y，Okada S.Applications of JFE443CT steel developed as a substitute for SUS304[J].JFE Technical Report，2008，12（10）：45-50.

[2]Capelli F，Boneschi V，Vigano P.Stainless steel：A new structural automotive material[C]//The 9th International Conference，Vehicle architectures：evolution towards improved safety，lowweight，ergonomics and flexibility.Florence，Italy，2005：4-6.

[3]Speich G R，Leslie W C.Tempering of steel[J].Metallurgical Transactions A，1972，3（5）：1043-1054.

[4]Mahieu J，Maki J，De Cooman B C，et al.Phase transformation and mechanical properties of Si-free CMnAl transformation-induced plasticity-aided steel[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2002，33（8）：2573-2580.

[5]De Cooman B C.Structure-properties relationship in TRIP steels containing carbide-free bainite[J].Current Opinion in Solid State&Materials Science，2004，8（3-4）：285-303.

[6]Speer J G，Matlock D K，De Cooman B C，et al.Carbon partitioning into austenite after martensite transformation[J].Acta Materialia，2003，51（9）：2611-2622.

[7]Speer J G，Edmonds D V，Rizzo F C，et al.Partitioning of carbon from supersaturated plates of ferrite，with application to steel processing and fundamentals of the bainite transformation[J].Current Opinion in Solid State&Materials Science，2004，8（3-4）：219-237.

[8]Edmonds D V，De Cooman B C，Speer J G，et al.Quenching and partitioning martensite—A novel steel heat treatment[J].Materials Science and Engineering A，2006，438-440（11）：25-34.

[9]Santofimia M J，Zhao L，Petrov R，et al.Characterization of the microstructure obtained by the quenching and partitioning process in a low-carbon steel[J].Materials Characterization，2008，59（12）：1758-1764.

[10]Santofimia M J，Zhao L，Sietsma J.Microstructural evolution of a low-carbon steel during application of quenching and partitioning heat treatments after partial austenitization[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2009，40（1）：46-57.

[11]Santofimia M J，Zhao L，Petrov R，et al.Microstructural development during the quenching and partitioning process in a newly designed low-carbon steel[J].Acta Materialia，2011，59（15）：6059-6068.

[12]Tsuchiyama T，Tobata J，Tao T，et al.Quenching and partitioning treatment of a low-carbon martensitic stainless steel[J].Materials Science and Engineering A，2012，532（1）：585-592.

[13]Mola J，De Cooman B C.Quenching and partitioning（Q&P）processing of martensitic stainless steels[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2012，43（9）：1-22.

[14]Mola J，De Cooman B C.Quenching and partitioning processing of transformable ferritic stainless steels[J].Scripta Materialia，2011，65（9）：834-837.

[15]Robert G N.Effect of stabilizing elements on the precipitation behavior and phase stability of type 409 ferritic stainless steels[D].Pittsburgh，America：University of Pittsburgh，1999.

[16]Mola J，Jung I，De Cooman B C，et al.Ridging control in transformable ferritic stainless steels[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2012，43（1）：228-244.

[17]Janovec J，Vyrostkova A，Svoboda M.Influence of tempering temperature on stability of carbide phases in 2.6Cr-0.7Mo-0.3V steel with various carbon content[J].Metallurgical and Materials Transactions A，1994，25（2）：267-275.

Development and application of manufacturing technology for high-performance and cost-saving stainless steels

Xie Shengtao，Liu Zhenyu，Wang Guodong
（The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

Quenching and partitioning（Q&P）treatment was applied to cold rolling sheets of 409L and 410S ferritic stainless steels，which resulted in a multiphase microstructure of ferrite，martensite and retained austenite.The austenitizing temperature，quenching temperature and partitioning time were optimized to obtain the maximum martensite and retained austenite.Compared to normally annealed and quenching and tempering（Q&T）treated sheets，the Q&P treated one exhibited the best combination of strength and elongation，a continuous yielding and moderate n-value and r-value，which satisfied the requests of high strength and well formability and can substitute advanced high-strength steel in manufacture of automobile structural parts.

stainless steel；quenching；partitioning；high strength；well formability

TF7

A

1009-1742（2014）01-0081-07

2013-10-09

劉振宇，1967年出生，男，內(nèi)蒙古赤峰市人，教授，博士生導(dǎo)師，主要研究方向?yàn)楦邚?qiáng)鋼和不銹鋼等；E-mail：zyliu@mail.neu.edu.cn