初始组织对低碳钢IQ&P工艺残留奥氏体及力学性能的影响

陈连生，胡宝佳，宋进英，张健杨，郑小平，魏英立，田亚强

(华北理工大学 教育部现代冶金技术重点实验室，河北 唐山 063210)

初始组织对低碳钢IQ&P工艺残留奥氏体及力学性能的影响

陈连生，胡宝佳，宋进英，张健杨，郑小平，魏英立，田亚强

(华北理工大学 教育部现代冶金技术重点实验室，河北 唐山 063210)

采用双相区再加热-淬火-碳配分(IQ&P)工艺，研究初始组织为铁素体+珠光体的IQ&P-Ⅰ多相钢和初始组织为马氏体的IQ&P-Ⅱ多相钢的组织形貌、残留奥氏体及力学性能。结果表明：初始组织为铁素体+珠光体的IQ&P-Ⅰ多相钢室温组织中，铁素体和马氏体基本呈块状分布，块状残留奥氏体存在于铁素体与马氏体界面处，薄膜状只存在于马氏体内的板条之间，且残留奥氏体含量较少，TRIP效应不明显，其抗拉强度为957 MPa，伸长率只有20%，强塑积为19905.6MPa·%。初始组织为马氏体的IQ&P-Ⅱ多相钢中铁素体和马氏体大多呈灰黑色的板条状或针状，且细小的针状马氏体均匀地分布在铁素体基体上，残留奥氏体只以薄膜状平行分布在铁素体基体上，体积分数达到了13.2%，且具有较高的稳定性，TRIP效应较明显，强塑积达到21560MPa·%，可以获得强度和塑性的良好结合。

IQ&P工艺；多相钢；残留奥氏体；强塑积；瞬时加工硬化指数

为满足节约能源、降低成本、适应汽车轻量化和高安全性的要求，研发兼具低成本和高强塑性汽车用钢是未来汽车工业发展的趋势。铁素体-马氏体双相钢(DP)[1]、铁素体-贝氏体-残留奥氏体组成的相变诱导塑性(TRIP)钢[2,3]以及马氏体-残留奥氏体为主要相的淬火-碳配分(Q&P)钢[4-9]等，均通过组织调控实现了低碳硅锰钢高强度与高塑性，是目前钢种开发的重点。研究[10-14]表明，TRIP效应是提高材料塑性的有效方法，采用不同的热处理工艺对组织中残留奥氏体进行调控使其产生更多的TRIP效应成为现今的研究热点。近年来，Santofimia[15,16]等通过临界区再加热-淬火-中温碳配分(IQ&P)热处理方法对低碳硅锰钢进行组织调控，获得了由亚温铁素体、马氏体及残留奥氏体组成的多相钢，实现了强度与塑性的良好结合。显然，通过调控基体中的多相组织，在各类基体中获得弥散而稳定的残留奥氏体是获得优良强塑性的核心问题，也是现阶段研究的重点。

因此，本研究以两种不同初始组织(铁素体-珠光体及马氏体)的钢为研究对象，通过IQ&P热处理工艺，即采用双相区加热工艺获得逆转变奥氏体，并在双相区保温过程中使C，Mn元素向逆转奥氏体内富集，进而经淬火-碳配分处理后获得富含残留奥氏体的多相组织，研究不同初始组织中获得的基体组织及残留奥氏体对力学性能的影响。

1 实验材料及方法

实验用钢化学成分(质量分数/%)为C 0.20，Si 0.37，Mn 1.37，P 0.0032，S 0.0014，B 0.0018，余量为Fe。材料经50kg真空熔炼炉冶炼后，锻造成厚度为80mm的小方坯，在高温箱式加热炉中加热到1200℃均匀化1h，开轧温度为1100℃，经过7个道次轧制成厚度为5mm厚的钢板，终轧温度为860℃，轧后空冷至室温。采用热膨胀法测得在近平衡状态下Ac3=844℃，Ac1=718℃，Ms=345℃。根据上述温度参数，设计热处理工艺如图1所示。首先将实验用钢在箱式电阻炉中加热到890℃(奥氏体化温度，AT)保温900s使之完全奥氏体化，后水冷或空冷至室温得到两种不同的初始组织。将得到的两种不同的实验用钢再加热到780℃(双相区温度，IT)保温1500s，在该温度下基体中的C，Mn元素向逆转变奥氏体中富集，随后以60℃/s的冷速淬火至220℃(淬火温度，QT)保温10s后，再迅速放到箱式电阻炉中350℃(碳配分温度，PT)保温60s，保温过程中碳向奥氏体内富集，最后水淬至室温(即IQ&P工艺)。

图1 热处理工艺流程图Fig.1 Schematic diagram of heat treatment processes

经线切割将上述热处理后的试样制成4mm×9.6mm×59mm拉伸试样，标距为25mm，在INSTRON5969型电子万能试验机上进行拉伸实验，室温拉伸按照国标GB/T 228-2002进行，应变速率为10-3s-1。在热处理后的试样上切取样品，经研磨、抛光和4%硝酸-乙醇溶液(体积分数)浸蚀后，由SSX-550扫描电镜(SEM)进行显微组织观察及分析；利用JEM-2010型透射电镜(TEM)对残留奥氏体形貌进行观察；利用D/MAX2500PC-X射线衍射仪(XRD)对多相钢中残留奥氏体含量进行分析计算，采用Cu靶，扫描角度范围为40°～100°，工作电压40kV，电流150mA，步宽为0.02 °，扫描速率为0.3(°)/min。

2 实验结果分析及讨论

2.1 实验钢的初始微观组织

实验钢经890℃保温900s奥氏体化后空冷以及水冷淬火得到的初始组织如图2所示。由图2可知，经奥氏体化空冷预处理后获得了多边形状铁素体和珠光体(F+P)的双相初始组织，奥氏体化水冷淬火后得到板条状马氏体(M)的初始组织。为便于叙述，将初始组织为铁素体-珠光体的实验钢经IQ&P热处理后命名为IQ&P-Ⅰ钢，初始组织为马氏体的实验钢经IQ&P热处理后命名为IQ&P-Ⅱ钢。

2.2 经IQ&P处理后微观组织

两种初始组织钢经过IQ&P处理之后，其室温组织均为铁素体(F)、马氏体(M)及少量残留奥氏体(RA)所组成的多相组织，其组织形貌如图3所示。由图3(a)，(b)可见，IQ&P-Ⅰ多相钢室温组织中，铁素体和马氏体基本呈块状分布，铁素体形貌比较光滑平坦，马氏体组织内部因回火而使板条界变得模糊，还存在少量的亮白色块状残留奥氏体。由图3(c)，(d)可见，多相钢IQ&P-Ⅱ中的铁素体和马氏体大多呈灰黑色的板条状或针状，且细小的针状马氏体均匀地分布在铁素体基体上。

图2 实验钢的微观组织形貌 (a)奥氏体化后空冷;(b)奥氏体化后水冷淬火Fig.2 Microstructure morphologies of the experimental steels (a)air cooling after austenizing;(b)water quenching after austenizing

图3 经IQ&P工艺处理后实验钢的显微组织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

初始组织为铁素体-珠光体的实验钢IQ&P-Ⅰ在750℃加热时，奥氏体将优先在珠光体内形核，并迅速长大，等珠光体全部转变为奥氏体后，奥氏体再向其周围铁素体中缓慢长大。由于再加热温度处于双相区，铁素体不能完全转化为奥氏体，组织中仍保留大约30%的铁素体。由于初始组织晶粒较粗大，转变结束后，生成的奥氏体多为块状，后经淬火-碳配分处理，即可获得块状的马氏体和铁素体(如图3(a)所示)。而初始组织为马氏体的IQ&P-Ⅱ钢在原始奥氏体晶界处形成细小的粒状逆转奥氏体，随后沿着晶界呈块状分布；而在马氏体板条界处则形成大量的针状逆转奥氏体，并沿着板条边界长大形成针状奥氏体。不稳定的针状或块状奥氏体在随后的淬火-碳配分过程中转变为针状马氏体。细小针状或块状马氏体，均匀且弥散分布在铁素体基体上，对铁素体粒起细化晶粒的作用(如图3(c)所示)。

2.3 经IQ&P处理后残留奥氏体

两种实验钢经IQ&P热处理后的TEM照片及电子衍射斑如图4所示，图4中颜色较黑的部位为残留奥氏体。由图4(a)可知，IQ&P-Ⅰ钢中残留奥氏体存在块状和薄膜状两种形态，块状残留奥氏体直径约为500nm，薄膜状残留奥氏体宽约为100nm，块状残留奥氏体存在于铁素体和马氏体界面处，而薄膜状残留奥氏体存在于马氏体内的板条之间；由图4(b)可知，IQ&P-Ⅱ钢中残留奥氏体以薄膜状平行分布在铁素体基体上，残留奥氏体宽度在200～400nm之间，将铁素体基体分割成宽度为400～500nm的条带状组织，在每一个铁素体条带内存在许多亚单元，呈四边形状，宽度约为200nm。

图4 经IQ&P热处理后实验钢的TEM明场像(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

经IQ&P热处理后实验钢的残留奥氏体含量XRD衍射图谱如图5所示。由图5可见，IQ&P-Ⅰ钢中奥氏体峰不明显，而IQ&P-Ⅱ钢的奥氏体峰较为明显。残留奥氏体含量的计算结果如表1所示，IQ&P-Ⅰ与IQ&P-Ⅱ钢中残留奥氏体的含量分别为5.3%和13.2%，表明对初始组织为马氏体的钢进行组织调控将产生更多的残留奥氏体。在双相区再加热过程中，针状逆转奥氏体内更易富集C，Mn元素[17]。由于C，Mn元素的富集提高了逆转奥氏体的稳定性，在淬火到220℃时，IQ&P-Ⅱ钢中将获得更多的奥氏体。在随后的350℃碳配分阶段，由于残留奥氏体的二次富碳，使其稳定性进一步提高，最终稳定更多的奥氏体到室温形成残留奥氏体。

2.4 经IQ&P处理后力学性能

经过IQ&P热处理后实验钢的工程应力-应变曲线和真应力-应变曲线如图6所示。表1给出了两种初始组织的实验钢经IQ&P工艺处理后的力学性能。结合图6和表1可知，IQ&P-Ⅱ钢比IQ&P-Ⅰ钢抗拉强度低，但伸长率却得到提高，也使得IQ&P-Ⅱ钢的强塑积得到提高，该类钢的强塑积达到21560MPa·%，较前者提高1654MPa·%。由图6(b)真应力-应变曲线可知，在0%～20%的真应变范围内，IQ&P-Ⅰ钢的真应力呈现持续升高的特点，而IQ&P-Ⅱ钢真应力持续升高则提高到了真应变的30%，说明后者随应变的增加而产生持续加工硬化的能力要强于前者。

图5 经IQ&P热处理后实验钢的XRD分析图谱Fig.5 XRD patterns of the experimental steels by IQ&P treatments

图6 经IQ&P 热处理后实验钢的应力-应变曲线 (a)工程应力-应变曲线；(b)真应力-应变曲线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 残留奥氏体的TRIP效应

图7为两种不同初始组织的钢的瞬时应变硬化指数(n)与真应变的关系曲线图，其中n=dlnσ/dlnε，瞬时加工硬化指数是用来分析材料随拉伸变形而产生加工硬化行为的一种重要指标。由图7可见，当应变量较小时，由于IQ&P-Ⅰ和IQ&P-Ⅱ多相钢中都含有一定量的铁素体相，比较容易发生塑性变形，因此，在应变开始的初始阶段(ε<0.04)，这两种钢的n值均急剧下降，此时残留奥氏体几乎未向马氏体发生相变。

图7 经IQ&P热处理后实验钢加工硬化指数 (n) 与真应变的关系曲线Fig.7 Instantaneous work hardening exponent (n) vs true strain of the experimental steels with IQ&P treatments

当应变量增加到一定程度(0.04<ε<0.12)，残留奥氏体将发生形变诱导相变而逐步转变成马氏体。由于奥氏体形变诱导马氏体相变是随着应变量的增加逐步进行的，使马氏体的体积分数逐渐增加，同时马氏体转变时会发生体积膨胀，且其内部会产生大量的位错，由此而导致的相变强化会补偿铁素体基体组织塑性变形而造成的n值下降，并使n值逐渐趋于稳定。随变形程度的继续增加，钢中更多的残留奥氏体发生马氏体相变，马氏体的量逐渐增加。

当应变量超过钢的均匀塑性变形时(ε>0.12)，瞬时应变硬化指数曲线出现两种不同的变化趋势，IQ&P-Ⅰ多相钢的曲线逐渐降低，这是由于组织中残留奥氏体含量较少，由马氏体相变强化产生的硬化行为逐渐消失，马氏体组织开始屈服，造成n值逐渐下降；而IQ&P-Ⅱ多相钢的曲线随应变的增加n值呈缓慢上升趋势，这主要是因为随应变的继续增加，更多的残留奥氏体逐渐全部转化为马氏体，由相变强化所产生的加工硬化行为占主导，使n值逐渐呈上升趋势，一直延续到组织中奥氏体全部转化为马氏体，随后，钢中的马氏体组织开始屈服，n值随之下降，材料出现缩颈现象。

3 结论

(1)经双相区再加热-淬火-碳配分(IQ&P)工艺处理后，初始组织为铁素体+珠光体的IQ&P-Ⅰ多相钢室温组织中，铁素体和马氏体基本呈块状分布，铁素体光滑平坦，马氏体板条界变得模糊，块状残留奥氏体存在于铁素体与马氏体界面处，薄膜状残留奥氏体存在于马氏体内的板条之间。初始组织为马氏体的IQ&P-Ⅱ多相钢中铁素体和马氏体大多呈灰黑色的板条状或针状，且细小的针状马氏体均匀地分布在铁素体基体上，残留奥氏体只以薄膜状平行分布在铁素体基体上。

(2)铁素体+珠光体为初始组织的IQ&P-Ⅰ多相钢抗拉强度为957MPa，伸长率只有20%，其强塑积为19905.6MPa·%；而马氏体为初始组织的IQ&P-Ⅱ多相钢获得了更多的残留奥氏体，其体积分数达到13.2%，且可以获得强度和塑性的良好结合，强塑积达到21560MPa·%，较前者提高8.3%。

(3)初始组织为铁素体+珠光体的IQ&P-Ⅰ多相钢具有较高的加工硬化指数，但其组织中残留奥氏体含量较少，TRIP效应不明显；而马氏体为初始组织的IQ&P-Ⅱ多相钢加工硬化指数偏低，但其组织中残留奥氏体的含量较多且具有较高的稳定性，TRIP效应较明显。

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(本文责编：杨 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

国家自然科学基金项目(51574107);河北省自然科学基金项目(E2016209048) ; 河北省高等学校科学技术研究项目(QN2016185); 唐山市科技创新团队培养计划项目(15130202C)；唐山市科学技术研究项目(14130228B)

2015-07-21;

2016-09-13

田亚强(1980-), 男, 教授, 从事金属材料及塑性成形工艺研究, 联系地址:河北省唐山市曹妃甸区唐山湾生态城渤海大道21号华北理工大学冶金与能源学院(063210), E-mail:tyqwylfive@163.com