初始組織對低碳鋼IQ&P工藝殘留奧氏體及力學性能的影響

陳連生，胡寶佳，宋進英，張健楊，鄭小平，魏英立，田亞強

(華北理工大學 教育部現(xiàn)代冶金技術重點實驗室，河北 唐山 063210)

初始組織對低碳鋼IQ&P工藝殘留奧氏體及力學性能的影響

陳連生，胡寶佳，宋進英，張健楊，鄭小平，魏英立，田亞強

(華北理工大學 教育部現(xiàn)代冶金技術重點實驗室，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、殘留奧氏體及力學性能。結果表明：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效應不明顯，其抗拉強度為957 MPa，伸長率只有20%，強塑積為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，體積分數(shù)達到了13.2%，且具有較高的穩(wěn)定性，TRIP效應較明顯，強塑積達到21560MPa·%，可以獲得強度和塑性的良好結合。

IQ&P工藝；多相鋼；殘留奧氏體；強塑積；瞬時加工硬化指數(shù)

為滿足節(jié)約能源、降低成本、適應汽車輕量化和高安全性的要求，研發(fā)兼具低成本和高強塑性汽車用鋼是未來汽車工業(yè)發(fā)展的趨勢。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，均通過組織調(diào)控實現(xiàn)了低碳硅錳鋼高強度與高塑性，是目前鋼種開發(fā)的重點。研究[10-14]表明，TRIP效應是提高材料塑性的有效方法，采用不同的熱處理工藝對組織中殘留奧氏體進行調(diào)控使其產(chǎn)生更多的TRIP效應成為現(xiàn)今的研究熱點。近年來，Santofimia[15,16]等通過臨界區(qū)再加熱-淬火-中溫碳配分(IQ&P)熱處理方法對低碳硅錳鋼進行組織調(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，實現(xiàn)了強度與塑性的良好結合。顯然，通過調(diào)控基體中的多相組織，在各類基體中獲得彌散而穩(wěn)定的殘留奧氏體是獲得優(yōu)良強塑性的核心問題，也是現(xiàn)階段研究的重點。

因此，本研究以兩種不同初始組織(鐵素體-珠光體及馬氏體)的鋼為研究對象，通過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)保溫過程中使C，Mn元素向逆轉(zhuǎn)奧氏體內(nèi)富集，進而經(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力學性能的影響。

1 實驗材料及方法

實驗用鋼化學成分(質(zhì)量分數(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，開軋溫度為1100℃，經(jīng)過7個道次軋制成厚度為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)，設計熱處理工藝如圖1所示。首先將實驗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驗用鋼再加熱到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，標距為25mm，在INSTRON5969型電子萬能試驗機上進行拉伸實驗，室溫拉伸按照國標GB/T 228-2002進行，應變速率為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(體積分數(shù))浸蝕后，由SSX-550掃描電鏡(SEM)進行顯微組織觀察及分析；利用JEM-2010型透射電鏡(TEM)對殘留奧氏體形貌進行觀察；利用D/MAX2500PC-X射線衍射儀(XRD)對多相鋼中殘留奧氏體含量進行分析計算，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 實驗結果分析及討論

2.1 實驗鋼的初始微觀組織

實驗鋼經(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-珠光體的實驗鋼經(jīng)IQ&P熱處理后命名為IQ&P-Ⅰ鋼，初始組織為馬氏體的實驗鋼經(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，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，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，且細小的針狀馬氏體均勻地分布在鐵素體基體上。

圖2 實驗鋼的微觀組織形貌 (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工藝處理后實驗鋼的顯微組織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-珠光體的實驗鋼IQ&P-Ⅰ在750℃加熱時，奧氏體將優(yōu)先在珠光體內(nèi)形核，并迅速長大，等珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，奧氏體再向其周圍鐵素體中緩慢長大。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，并沿著板條邊界長大形成針狀奧氏體。不穩(wěn)定的針狀或塊狀奧氏體在隨后的淬火-碳配分過程中轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體。細小針狀或塊狀馬氏體，均勻且彌散分布在鐵素體基體上，對鐵素體粒起細化晶粒的作用(如圖3(c)所示)。

2.3 經(jīng)IQ&P處理后殘留奧氏體

兩種實驗鋼經(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熱處理后實驗鋼的TEM明場像(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熱處理后實驗鋼的殘留奧氏體含量XRD衍射圖譜如圖5所示。由圖5可見，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算結果如表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%，表明對初始組織為馬氏體的鋼進行組織調(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，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處理后力學性能

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

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

圖6 經(jīng)IQ&P 熱處理后實驗鋼的應力-應變曲線 (a)工程應力-應變曲線；(b)真應力-應變曲線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

圖7為兩種不同初始組織的鋼的瞬時應變硬化指數(shù)(n)與真應變的關系曲線圖，其中n=dlnσ/dlnε，瞬時加工硬化指數(shù)是用來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。由圖7可見，當應變量較小時，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，在應變開始的初始階段(ε<0.04)，這兩種鋼的n值均急劇下降，此時殘留奧氏體幾乎未向馬氏體發(fā)生相變。

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

當應變量增加到一定程度(0.04<ε<0.12)，殘留奧氏體將發(fā)生形變誘導相變而逐步轉(zhuǎn)變成馬氏體。由于奧氏體形變誘導馬氏體相變是隨著應變量的增加逐步進行的，使馬氏體的體積分數(shù)逐漸增加，同時馬氏體轉(zhuǎn)變時會發(fā)生體積膨脹，且其內(nèi)部會產(chǎn)生大量的位錯，由此而導致的相變強化會補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。

當應變量超過鋼的均勻塑性變形時(ε>0.12)，瞬時應變硬化指數(shù)曲線出現(xiàn)兩種不同的變化趨勢，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，由馬氏體相變強化產(chǎn)生的硬化行為逐漸消失，馬氏體組織開始屈服，造成n值逐漸下降；而IQ&P-Ⅱ多相鋼的曲線隨應變的增加n值呈緩慢上升趨勢，這主要是因為隨應變的繼續(xù)增加，更多的殘留奧氏體逐漸全部轉(zhuǎn)化為馬氏體，由相變強化所產(chǎn)生的加工硬化行為占主導，使n值逐漸呈上升趨勢，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始屈服，n值隨之下降，材料出現(xiàn)縮頸現(xiàn)象。

3 結論

(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多相鋼抗拉強度為957MPa，伸長率只有20%，其強塑積為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，其體積分數(shù)達到13.2%，且可以獲得強度和塑性的良好結合，強塑積達到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效應較明顯。

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(本文責編：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

國家自然科學基金項目(51574107);河北省自然科學基金項目(E2016209048) ; 河北省高等學校科學技術研究項目(QN2016185); 唐山市科技創(chuàng)新團隊培養(yǎng)計劃項目(15130202C)；唐山市科學技術研究項目(14130228B)

2015-07-21;

2016-09-13

田亞強(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號華北理工大學冶金與能源學院(063210), E-mail:tyqwylfive@163.com