陳連生，胡寶佳，宋進(jìn)英，張健楊，鄭小平，魏英立，田亞強(qiáng)

(華北理工大學(xué) 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063210)

初始組織對(duì)低碳鋼IQ&P工藝殘留奧氏體及力學(xué)性能的影響

陳連生，胡寶佳，宋進(jìn)英，張健楊，鄭小平，魏英立，田亞強(qiáng)

(華北理工大學(xué) 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063210)

采用雙相區(qū)再加熱-淬火-碳配分(IQ&P)工藝，研究初始組織為鐵素體+珠光體的IQ&P-Ⅰ多相鋼和初始組織為馬氏體的IQ&P-Ⅱ多相鋼的組織形貌、殘留奧氏體及力學(xué)性能。結(jié)果表明：初始組織為鐵素體+珠光體的IQ&P-Ⅰ多相鋼室溫組織中，鐵素體和馬氏體基本呈塊狀分布，塊狀殘留奧氏體存在于鐵素體與馬氏體界面處，薄膜狀只存在于馬氏體內(nèi)的板條之間，且殘留奧氏體含量較少，TRIP效應(yīng)不明顯，其抗拉強(qiáng)度為957 MPa，伸長(zhǎng)率只有20%，強(qiáng)塑積為19905.6MPa·%。初始組織為馬氏體的IQ&P-Ⅱ多相鋼中鐵素體和馬氏體大多呈灰黑色的板條狀或針狀，且細(xì)小的針狀馬氏體均勻地分布在鐵素體基體上，殘留奧氏體只以薄膜狀平行分布在鐵素體基體上，體積分?jǐn)?shù)達(dá)到了13.2%，且具有較高的穩(wěn)定性，TRIP效應(yīng)較明顯，強(qiáng)塑積達(dá)到21560MPa·%，可以獲得強(qiáng)度和塑性的良好結(jié)合。

IQ&P工藝；多相鋼；殘留奧氏體；強(qiáng)塑積；瞬時(shí)加工硬化指數(shù)

為滿足節(jié)約能源、降低成本、適應(yīng)汽車(chē)輕量化和高安全性的要求，研發(fā)兼具低成本和高強(qiáng)塑性汽車(chē)用鋼是未來(lái)汽車(chē)工業(yè)發(fā)展的趨勢(shì)。鐵素體-馬氏體雙相鋼(DP)[1]、鐵素體-貝氏體-殘留奧氏體組成的相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)鋼[2,3]以及馬氏體-殘留奧氏體為主要相的淬火-碳配分(Q&P)鋼[4-9]等，均通過(guò)組織調(diào)控實(shí)現(xiàn)了低碳硅錳鋼高強(qiáng)度與高塑性，是目前鋼種開(kāi)發(fā)的重點(diǎn)。研究[10-14]表明，TRIP效應(yīng)是提高材料塑性的有效方法，采用不同的熱處理工藝對(duì)組織中殘留奧氏體進(jìn)行調(diào)控使其產(chǎn)生更多的TRIP效應(yīng)成為現(xiàn)今的研究熱點(diǎn)。近年來(lái)，Santofimia[15,16]等通過(guò)臨界區(qū)再加熱-淬火-中溫碳配分(IQ&P)熱處理方法對(duì)低碳硅錳鋼進(jìn)行組織調(diào)控，獲得了由亞溫鐵素體、馬氏體及殘留奧氏體組成的多相鋼，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度與塑性的良好結(jié)合。顯然，通過(guò)調(diào)控基體中的多相組織，在各類(lèi)基體中獲得彌散而穩(wěn)定的殘留奧氏體是獲得優(yōu)良強(qiáng)塑性的核心問(wèn)題，也是現(xiàn)階段研究的重點(diǎn)。

因此，本研究以兩種不同初始組織(鐵素體-珠光體及馬氏體)的鋼為研究對(duì)象，通過(guò)IQ&P熱處理工藝，即采用雙相區(qū)加熱工藝獲得逆轉(zhuǎn)變奧氏體，并在雙相區(qū)保溫過(guò)程中使C，Mn元素向逆轉(zhuǎn)奧氏體內(nèi)富集，進(jìn)而經(jīng)淬火-碳配分處理后獲得富含殘留奧氏體的多相組織，研究不同初始組織中獲得的基體組織及殘留奧氏體對(duì)力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為C 0.20，Si 0.37，Mn 1.37，P 0.0032，S 0.0014，B 0.0018，余量為Fe。材料經(jīng)50kg真空熔煉爐冶煉后，鍛造成厚度為80mm的小方坯，在高溫箱式加熱爐中加熱到1200℃均勻化1h，開(kāi)軋溫度為1100℃，經(jīng)過(guò)7個(gè)道次軋制成厚度為5mm厚的鋼板，終軋溫度為860℃，軋后空冷至室溫。采用熱膨脹法測(cè)得在近平衡狀態(tài)下Ac3=844℃，Ac1=718℃，Ms=345℃。根據(jù)上述溫度參數(shù)，設(shè)計(jì)熱處理工藝如圖1所示。首先將實(shí)驗(yàn)用鋼在箱式電阻爐中加熱到890℃(奧氏體化溫度，AT)保溫900s使之完全奧氏體化，后水冷或空冷至室溫得到兩種不同的初始組織。將得到的兩種不同的實(shí)驗(yàn)用鋼再加熱到780℃(雙相區(qū)溫度，IT)保溫1500s，在該溫度下基體中的C，Mn元素向逆轉(zhuǎn)變奧氏體中富集，隨后以60℃/s的冷速淬火至220℃(淬火溫度，QT)保溫10s后，再迅速放到箱式電阻爐中350℃(碳配分溫度，PT)保溫60s，保溫過(guò)程中碳向奧氏體內(nèi)富集，最后水淬至室溫(即IQ&P工藝)。

圖1 熱處理工藝流程圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment processes

經(jīng)線切割將上述熱處理后的試樣制成4mm×9.6mm×59mm拉伸試樣，標(biāo)距為25mm，在INSTRON5969型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，室溫拉伸按照國(guó)標(biāo)GB/T 228-2002進(jìn)行，應(yīng)變速率為10-3s-1。在熱處理后的試樣上切取樣品，經(jīng)研磨、拋光和4%硝酸-乙醇溶液(體積分?jǐn)?shù))浸蝕后，由SSX-550掃描電鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織觀察及分析；利用JEM-2010型透射電鏡(TEM)對(duì)殘留奧氏體形貌進(jìn)行觀察；利用D/MAX2500PC-X射線衍射儀(XRD)對(duì)多相鋼中殘留奧氏體含量進(jìn)行分析計(jì)算，采用Cu靶，掃描角度范圍為40°～100°，工作電壓40kV，電流150mA，步寬為0.02 °，掃描速率為0.3(°)/min。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析及討論

2.1 實(shí)驗(yàn)鋼的初始微觀組織

實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)890℃保溫900s奧氏體化后空冷以及水冷淬火得到的初始組織如圖2所示。由圖2可知，經(jīng)奧氏體化空冷預(yù)處理后獲得了多邊形狀鐵素體和珠光體(F+P)的雙相初始組織，奧氏體化水冷淬火后得到板條狀馬氏體(M)的初始組織。為便于敘述，將初始組織為鐵素體-珠光體的實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)IQ&P熱處理后命名為IQ&P-Ⅰ鋼，初始組織為馬氏體的實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)IQ&P熱處理后命名為IQ&P-Ⅱ鋼。

2.2 經(jīng)IQ&P處理后微觀組織

兩種初始組織鋼經(jīng)過(guò)IQ&P處理之后，其室溫組織均為鐵素體(F)、馬氏體(M)及少量殘留奧氏體(RA)所組成的多相組織，其組織形貌如圖3所示。由圖3(a)，(b)可見(jiàn)，IQ&P-Ⅰ多相鋼室溫組織中，鐵素體和馬氏體基本呈塊狀分布，鐵素體形貌比較光滑平坦，馬氏體組織內(nèi)部因回火而使板條界變得模糊，還存在少量的亮白色塊狀殘留奧氏體。由圖3(c)，(d)可見(jiàn)，多相鋼IQ&P-Ⅱ中的鐵素體和馬氏體大多呈灰黑色的板條狀或針狀，且細(xì)小的針狀馬氏體均勻地分布在鐵素體基體上。

圖2 實(shí)驗(yàn)鋼的微觀組織形貌 (a)奧氏體化后空冷;(b)奧氏體化后水冷淬火Fig.2 Microstructure morphologies of the experimental steels (a)air cooling after austenizing;(b)water quenching after austenizing

圖3 經(jīng)IQ&P工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織SEM像 (a)，(b)IQ&P-Ⅰ;(c)，(d)IQ&P-ⅡFig.3 SEM images of the experimental steels by IQ&P treatments (a),(b)IQ&P-Ⅰ;(c),(d)IQ&P-Ⅱ

初始組織為鐵素體-珠光體的實(shí)驗(yàn)鋼IQ&P-Ⅰ在750℃加熱時(shí)，奧氏體將優(yōu)先在珠光體內(nèi)形核，并迅速長(zhǎng)大，等珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，奧氏體再向其周?chē)F素體中緩慢長(zhǎng)大。由于再加熱溫度處于雙相區(qū)，鐵素體不能完全轉(zhuǎn)化為奧氏體，組織中仍保留大約30%的鐵素體。由于初始組織晶粒較粗大，轉(zhuǎn)變結(jié)束后，生成的奧氏體多為塊狀，后經(jīng)淬火-碳配分處理，即可獲得塊狀的馬氏體和鐵素體(如圖3(a)所示)。而初始組織為馬氏體的IQ&P-Ⅱ鋼在原始奧氏體晶界處形成細(xì)小的粒狀逆轉(zhuǎn)奧氏體，隨后沿著晶界呈塊狀分布；而在馬氏體板條界處則形成大量的針狀逆轉(zhuǎn)奧氏體，并沿著板條邊界長(zhǎng)大形成針狀?yuàn)W氏體。不穩(wěn)定的針狀或塊狀?yuàn)W氏體在隨后的淬火-碳配分過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體。細(xì)小針狀或塊狀馬氏體，均勻且彌散分布在鐵素體基體上，對(duì)鐵素體粒起細(xì)化晶粒的作用(如圖3(c)所示)。

2.3 經(jīng)IQ&P處理后殘留奧氏體

兩種實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)IQ&P熱處理后的TEM照片及電子衍射斑如圖4所示，圖4中顏色較黑的部位為殘留奧氏體。由圖4(a)可知，IQ&P-Ⅰ鋼中殘留奧氏體存在塊狀和薄膜狀兩種形態(tài)，塊狀殘留奧氏體直徑約為500nm，薄膜狀殘留奧氏體寬約為100nm，塊狀殘留奧氏體存在于鐵素體和馬氏體界面處，而薄膜狀殘留奧氏體存在于馬氏體內(nèi)的板條之間；由圖4(b)可知，IQ&P-Ⅱ鋼中殘留奧氏體以薄膜狀平行分布在鐵素體基體上，殘留奧氏體寬度在200～400nm之間，將鐵素體基體分割成寬度為400～500nm的條帶狀組織，在每一個(gè)鐵素體條帶內(nèi)存在許多亞單元，呈四邊形狀，寬度約為200nm。

圖4 經(jīng)IQ&P熱處理后實(shí)驗(yàn)鋼的TEM明場(chǎng)像(a)IQ&P-Ⅰ;(b)IQ&P-ⅡFig.4 TEM bright-field images of the experimental steels by IQ&P treatments(a)IQ&P-Ⅰ;(b)IQ&P-Ⅱ

經(jīng)IQ&P熱處理后實(shí)驗(yàn)鋼的殘留奧氏體含量XRD衍射圖譜如圖5所示。由圖5可見(jiàn)，IQ&P-Ⅰ鋼中奧氏體峰不明顯，而IQ&P-Ⅱ鋼的奧氏體峰較為明顯。殘留奧氏體含量的計(jì)算結(jié)果如表1所示，IQ&P-Ⅰ與IQ&P-Ⅱ鋼中殘留奧氏體的含量分別為5.3%和13.2%，表明對(duì)初始組織為馬氏體的鋼進(jìn)行組織調(diào)控將產(chǎn)生更多的殘留奧氏體。在雙相區(qū)再加熱過(guò)程中，針狀逆轉(zhuǎn)奧氏體內(nèi)更易富集C，Mn元素[17]。由于C，Mn元素的富集提高了逆轉(zhuǎn)奧氏體的穩(wěn)定性，在淬火到220℃時(shí)，IQ&P-Ⅱ鋼中將獲得更多的奧氏體。在隨后的350℃碳配分階段，由于殘留奧氏體的二次富碳，使其穩(wěn)定性進(jìn)一步提高，最終穩(wěn)定更多的奧氏體到室溫形成殘留奧氏體。

2.4 經(jīng)IQ&P處理后力學(xué)性能

經(jīng)過(guò)IQ&P熱處理后實(shí)驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和真應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6所示。表1給出了兩種初始組織的實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)IQ&P工藝處理后的力學(xué)性能。結(jié)合圖6和表1可知，IQ&P-Ⅱ鋼比IQ&P-Ⅰ鋼抗拉強(qiáng)度低，但伸長(zhǎng)率卻得到提高，也使得IQ&P-Ⅱ鋼的強(qiáng)塑積得到提高，該類(lèi)鋼的強(qiáng)塑積達(dá)到21560MPa·%，較前者提高1654MPa·%。由圖6(b)真應(yīng)力-應(yīng)變曲線可知，在0%～20%的真應(yīng)變范圍內(nèi)，IQ&P-Ⅰ鋼的真應(yīng)力呈現(xiàn)持續(xù)升高的特點(diǎn)，而IQ&P-Ⅱ鋼真應(yīng)力持續(xù)升高則提高到了真應(yīng)變的30%，說(shuō)明后者隨應(yīng)變的增加而產(chǎn)生持續(xù)加工硬化的能力要強(qiáng)于前者。

圖5 經(jīng)IQ&P熱處理后實(shí)驗(yàn)鋼的XRD分析圖譜Fig.5 XRD patterns of the experimental steels by IQ&P treatments

圖6 經(jīng)IQ&P 熱處理后實(shí)驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線 (a)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；(b)真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Stress-strain curves of the experimental steels by IQ&P treatments (a)engineering stress-strain;(b)true stress-strain

TreatmentprocessRp0.2/MPaRm/MPaA/%Rm×A/(MPa·%)ContentofRA/%IQ&P-Ⅰ65095720.819905.65.3IQ&P-Ⅱ51077028.021560.013.2

2.5 殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)

圖7為兩種不同初始組織的鋼的瞬時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)(n)與真應(yīng)變的關(guān)系曲線圖，其中n=dlnσ/dlnε，瞬時(shí)加工硬化指數(shù)是用來(lái)分析材料隨拉伸變形而產(chǎn)生加工硬化行為的一種重要指標(biāo)。由圖7可見(jiàn)，當(dāng)應(yīng)變量較小時(shí)，由于IQ&P-Ⅰ和IQ&P-Ⅱ多相鋼中都含有一定量的鐵素體相，比較容易發(fā)生塑性變形，因此，在應(yīng)變開(kāi)始的初始階段(ε<0.04)，這兩種鋼的n值均急劇下降，此時(shí)殘留奧氏體幾乎未向馬氏體發(fā)生相變。

圖7 經(jīng)IQ&P熱處理后實(shí)驗(yàn)鋼加工硬化指數(shù) (n) 與真應(yīng)變的關(guān)系曲線Fig.7 Instantaneous work hardening exponent (n) vs true strain of the experimental steels with IQ&P treatments

當(dāng)應(yīng)變量增加到一定程度(0.04<ε<0.12)，殘留奧氏體將發(fā)生形變誘導(dǎo)相變而逐步轉(zhuǎn)變成馬氏體。由于奧氏體形變誘導(dǎo)馬氏體相變是隨著應(yīng)變量的增加逐步進(jìn)行的，使馬氏體的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，同時(shí)馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)會(huì)發(fā)生體積膨脹，且其內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，由此而導(dǎo)致的相變強(qiáng)化會(huì)補(bǔ)償鐵素體基體組織塑性變形而造成的n值下降，并使n值逐漸趨于穩(wěn)定。隨變形程度的繼續(xù)增加，鋼中更多的殘留奧氏體發(fā)生馬氏體相變，馬氏體的量逐漸增加。

當(dāng)應(yīng)變量超過(guò)鋼的均勻塑性變形時(shí)(ε>0.12)，瞬時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)曲線出現(xiàn)兩種不同的變化趨勢(shì)，IQ&P-Ⅰ多相鋼的曲線逐漸降低，這是由于組織中殘留奧氏體含量較少，由馬氏體相變強(qiáng)化產(chǎn)生的硬化行為逐漸消失，馬氏體組織開(kāi)始屈服，造成n值逐漸下降；而IQ&P-Ⅱ多相鋼的曲線隨應(yīng)變的增加n值呈緩慢上升趨勢(shì)，這主要是因?yàn)殡S應(yīng)變的繼續(xù)增加，更多的殘留奧氏體逐漸全部轉(zhuǎn)化為馬氏體，由相變強(qiáng)化所產(chǎn)生的加工硬化行為占主導(dǎo)，使n值逐漸呈上升趨勢(shì)，一直延續(xù)到組織中奧氏體全部轉(zhuǎn)化為馬氏體，隨后，鋼中的馬氏體組織開(kāi)始屈服，n值隨之下降，材料出現(xiàn)縮頸現(xiàn)象。

3 結(jié)論

(1)經(jīng)雙相區(qū)再加熱-淬火-碳配分(IQ&P)工藝處理后，初始組織為鐵素體+珠光體的IQ&P-Ⅰ多相鋼室溫組織中，鐵素體和馬氏體基本呈塊狀分布，鐵素體光滑平坦，馬氏體板條界變得模糊，塊狀殘留奧氏體存在于鐵素體與馬氏體界面處，薄膜狀殘留奧氏體存在于馬氏體內(nèi)的板條之間。初始組織為馬氏體的IQ&P-Ⅱ多相鋼中鐵素體和馬氏體大多呈灰黑色的板條狀或針狀，且細(xì)小的針狀馬氏體均勻地分布在鐵素體基體上，殘留奧氏體只以薄膜狀平行分布在鐵素體基體上。

(2)鐵素體+珠光體為初始組織的IQ&P-Ⅰ多相鋼抗拉強(qiáng)度為957MPa，伸長(zhǎng)率只有20%，其強(qiáng)塑積為19905.6MPa·%；而馬氏體為初始組織的IQ&P-Ⅱ多相鋼獲得了更多的殘留奧氏體，其體積分?jǐn)?shù)達(dá)到13.2%，且可以獲得強(qiáng)度和塑性的良好結(jié)合，強(qiáng)塑積達(dá)到21560MPa·%，較前者提高8.3%。

(3)初始組織為鐵素體+珠光體的IQ&P-Ⅰ多相鋼具有較高的加工硬化指數(shù)，但其組織中殘留奧氏體含量較少，TRIP效應(yīng)不明顯；而馬氏體為初始組織的IQ&P-Ⅱ多相鋼加工硬化指數(shù)偏低，但其組織中殘留奧氏體的含量較多且具有較高的穩(wěn)定性，TRIP效應(yīng)較明顯。

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(本文責(zé)編：楊 雪)

Effect of Precursor Microstructure on Retained Austenite and Mechanical Property of Low Carbon Steels with IQ&P Treatments

CHEN Lian-sheng,HU Bao-jia,SONG Jin-ying，ZHANG Jian-yang,ZHENG Xiao-ping,WEI Ying-li,TIAN Ya-qiang

(Key Laboratory of the Ministry of Education for Modern Metallurgy Technology,North China University of Science and Technology,Tangshan 063009，Hebei,China)

The microstructure, retained austenite and mechanical property of low-carbon steels with different precursor microstructures were studied by means of intercritical reheating-quenching and partitioning (IQ&P) processes. The results show that the structure of IQ&P-Ⅰ multiphase steel with precursor ferrite + pearlite (F+P) is blocky ferrite, martensite (M). The blocky retained austenite(RA) of IQ&P-Ⅰ multiphase steel exists in the boundary of ferrite and martensite and film-like retained austenite distributes around the lath martensite as the shape of thin slice. The transformation induced plastic effect of IQ&P-Ⅰ multiphase steel with less content of retained austenite is unapparent. The tensile strength of IQ&P-Ⅰ multiphase steel reaches 957MPa, but the tensile elongation is only 20%, and the production of strength and elongation is 19905.6MPa·%. The structure of IQ&P-Ⅱ multiphase steel with precursor martensite is needle or lath grey-black ferrite and martensite. The fine needle like martensite is distributed evenly on the ferrite matrix. The film-like retained austenite is only distributed on the ferrite matrix. The content of retained austenite of IQ&P-Ⅱ multiphase steel reaches 13.2% with more obvious TRIP effect and higher stability. The production of strength and elongation of IQ&P-Ⅱ multiphase steel is 21560MPa·% with good combination of strength and plasticity.

IQ&P process;multi-phase steel;retained austenite;production of strength and elongation;instantaneous work hardening index

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000906

TG142.4

A

1001-4381(2017)02-0096-06

國(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(51574107);河北省自然科學(xué)基金項(xiàng)目(E2016209048) ; 河北省高等學(xué)?？茖W(xué)技術(shù)研究項(xiàng)目(QN2016185); 唐山市科技創(chuàng)新團(tuán)隊(duì)培養(yǎng)計(jì)劃項(xiàng)目(15130202C)；唐山市科學(xué)技術(shù)研究項(xiàng)目(14130228B)

2015-07-21;

2016-09-13

田亞強(qiáng)(1980-), 男, 教授, 從事金屬材料及塑性成形工藝研究, 聯(lián)系地址:河北省唐山市曹妃甸區(qū)唐山灣生態(tài)城渤海大道21號(hào)華北理工大學(xué)冶金與能源學(xué)院(063210), E-mail:tyqwylfive@163.com