预处理组织对低碳钢IQ&P工艺下组织及性能影响

工程科学学报，第38卷，第2期：223-229,2016年2月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.2:223-229,February 2016 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2016.02.010:http://journals.ustb.edu.cn 预处理组织对低碳钢IQ&P工艺下组织及性能影响 陈连生”，张健杨”，田亚强四，宋进英”，徐勇2，张士宏 1)河北联合大学治金与能源学院，唐山0630092)中国科学院金属研究所，沈阳110016 ☒通信作者，E-mail:tyqwylf6ve@163.com 摘要采用y单相区和y+双相区轧制并淬火工艺以及双相区再加热一淬火一碳配分(IQ心P)工艺，研究预处理组织对低 碳钢室温状态多相组织特征及力学性能的影响规律.实验用低碳钢经两种工艺轧制并淬火处理，获得马氏体和马氏体+铁 素体的预处理组织，再经双相区Q&P工艺处理后均获得多相组织.马氏体预处理钢的室温组织由板条状亚温铁素体、块状 回火马氏体以及一定比例的针状未回火马氏体和8.2%的针状残余奥氏体组成：马氏体+铁素体预处理钢由板条状亚温铁素 体、块状和针状未回火马氏体以及14.3%的短针状或块状残余奥氏体组成.在相同的双相区IQ&P工艺参数下，预处理组织 为马氏体的钢抗拉强度为770MPa,伸长率为28%，其强塑积为21560MPa·%:而预处理组织为马氏体+铁素体的钢抗拉强度 为834MPa,伸长率增大到36.2%，强塑积达到30190MPa%,获得强度与塑性的优良结合. 关键词低碳钢：多相钢：预处理组织：形态：力学性能 分类号TG142.2 Effect of pretreated microstructure on the morphology and mechanical properties of low-carbon steel with 10&P treatment CHEN Lian-sheng",ZHANG Jian-yang,TIAN Ya-qiang,SONG Jin-ying,XU Yong,ZHANG Shi-hong? 1)School of Metallurgy and Energy Engineering,Hebei United University,Tangshan 063009,China 2)Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,Shenyang 110016,China Corresponding author,E-mail:tyqwylfive@163.com ABSTRACT The effects of pretreated microstructure on the multiphase microstructure features at room temperature and the mechani- cal properties of low-earbon steel were studied by the treatment of water cooling after hot-rolling in the y phase region or in the y+ phase region followed by the treatment of intereritical reheating-quenching-partitioning (IQ&P).Two different pretreated microstruc- tures,which are martensite and martensite ferrite,are obtained by the two different hot-rolling and quenching processes.After Q&P,the steel with martensite as pretreated microstructure,in which the volume fraction of retained austenite is 8.2%,is turned into a multi-phase structure composed of lath intercritical ferrite,block tempered martensite,needle-like untempered martensite,and retained austenite.While the steel with martensite ferrite as pretreated microstructure,in which the volume fraction of retained austenite is 14.3%,is turned into a multi-phase structure composed of lath intercritical ferrite,block or needle-ike untempered martensite,and short needle-like or block retained austenite.With the same IQ&P process parameters,the tensile strength of the steel with martensite as pretreated microstructure is 770 MPa,the elongation is 28%,and the product of strength and elongation is 21560 MPa%.While the tensile strength of the steel with martensite +ferrite as pretreated microstructure is 834 MPa,the elongation increases to 36.2%,and the product of strength and elongation reaches to 30190 MPa%.In other words,the steel has obtained a good combination of strength and ductility. 收稿日期：2014-11-26 基金项目：国家自然科学基金项目资助项目(51254004,51304186)：河北省自然科学基金资助项目(2014209191)：河北省教育厅科研资助项 目(YQ2013003)

工程科学学报，第 38 卷，第 2 期: 223--229，2016 年 2 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 2: 223--229，February 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 02． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn 预处理组织对低碳钢 IQ＆P 工艺下组织及性能影响 陈连生1) ，张健杨1) ，田亚强1) ，宋进英1) ，徐 勇1，2) ，张士宏2) 1) 河北联合大学冶金与能源学院，唐山 063009 2) 中国科学院金属研究所，沈阳 110016  通信作者，E-mail: tyqwylfive@ 163． com 摘 要 采用 γ 单相区和 γ + α 双相区轧制并淬火工艺以及双相区再加热--淬火--碳配分( IQ＆P) 工艺，研究预处理组织对低 碳钢室温状态多相组织特征及力学性能的影响规律． 实验用低碳钢经两种工艺轧制并淬火处理，获得马氏体和马氏体 + 铁 素体的预处理组织，再经双相区 IQ＆P 工艺处理后均获得多相组织． 马氏体预处理钢的室温组织由板条状亚温铁素体、块状 回火马氏体以及一定比例的针状未回火马氏体和 8. 2% 的针状残余奥氏体组成; 马氏体 + 铁素体预处理钢由板条状亚温铁素 体、块状和针状未回火马氏体以及 14. 3% 的短针状或块状残余奥氏体组成． 在相同的双相区 IQ＆P 工艺参数下，预处理组织 为马氏体的钢抗拉强度为 770 MPa，伸长率为 28% ，其强塑积为 21560 MPa·% ; 而预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢抗拉强度 为 834 MPa，伸长率增大到 36. 2% ，强塑积达到 30190 MPa·% ，获得强度与塑性的优良结合． 关键词 低碳钢; 多相钢; 预处理组织; 形态; 力学性能 分类号 TG142. 2 收稿日期: 2014--11--26 基金项目: 国家自然科学基金项目资助项目( 51254004，51304186) ; 河北省自然科学基金资助项目( E2014209191) ; 河北省教育厅科研资助项 目( YQ2013003) Effect of pretreated microstructure on the morphology and mechanical properties of low-carbon steel with IQ＆P treatment CHEN Lian-sheng1) ，ZHANG Jian-yang1) ，TIAN Ya-qiang1)  ，SONG Jin-ying1) ，XU Yong1，2) ，ZHANG Shi-hong2) 1) School of Metallurgy and Energy Engineering，Hebei United University，Tangshan 063009，China 2) Institute of Metal Ｒesearch，Chinese Academy of Sciences，Shenyang 110016，China  Corresponding author，E-mail: tyqwylfive@ 163． com ABSTＲACT The effects of pretreated microstructure on the multiphase microstructure features at room temperature and the mechani￾cal properties of low-carbon steel were studied by the treatment of water cooling after hot-rolling in the γ phase region or in the γ + α phase region followed by the treatment of intercritical reheating--quenching--partitioning ( IQ＆P) ． Two different pretreated microstruc￾tures，which are martensite and martensite + ferrite，are obtained by the two different hot-rolling and quenching processes． After IQ＆P，the steel with martensite as pretreated microstructure，in which the volume fraction of retained austenite is 8. 2% ，is turned into a multi-phase structure composed of lath intercritical ferrite，block tempered martensite，needle-like untempered martensite，and retained austenite． While the steel with martensite + ferrite as pretreated microstructure，in which the volume fraction of retained austenite is 14. 3% ，is turned into a multi-phase structure composed of lath intercritical ferrite，block or needle-like untempered martensite，and short needle-like or block retained austenite． With the same IQ＆P process parameters，the tensile strength of the steel with martensite as pretreated microstructure is 770 MPa，the elongation is 28% ，and the product of strength and elongation is 21560 MPa·% ． While the tensile strength of the steel with martensite + ferrite as pretreated microstructure is 834 MPa，the elongation increases to 36. 2% ，and the product of strength and elongation reaches to 30190 MPa·% ． In other words，the steel has obtained a good combination of strength and ductility．

·224· 工程科学学报，第38卷，第2期 KEY WORDS low-earbon steel:multiphase steel;pretreated microstructure:morphology:mechanical properties 为适应节约能源、降低成本、汽车轻量化和提高安 奥氏体化 全性的要求，研发具有低成本的高强高塑钢是未来汽 车用钢发展的一个基本定位.通过合理的组织调控获 得高强度与高塑性相结合的低碳钢是目前钢种开发的 750.30min 热轧 重点.从铁素体+马氏体双相钢(DP)-网、铁素体+ ---一-1 贝氏体+残余奥氏体组成的相变诱导塑性(TRP) 水许 单相区 学+u双相区 钢可以及马氏体+残余奥氏体为主的淬火一碳配分 轧制、 一轧制 3501.180= (Q&P)钢-等，均通过组织调控实现低碳硅锰钢高 -M 水 水泽 强度和高塑性.研究表明-，TRP效应是提高材料 -200-1” 塑性的有效方法，采用不同的热处理工艺对组织中残 P 余奥氏体进行调控使其产生更多的TP效应成为现 今的研究热点.近年来，Santofimia等通过临界区再 图1热处理工艺示意图 加热一淬火一中温碳配分(IQ&P工艺)热处理方法对低 Fig.I Schematics of heat treatment processes 碳硅锰钢进行组织调控，获得由亚温铁素体、马氏体及 上进行室温拉伸试验，应变速率为103s.切取 残余奥氏体组成的多相钢，实现强度与塑性的良好结 10mm×10mm样品，经研磨、抛光和4%硝酸乙醇溶液 合.显然，通过调控基体中多相组织，在各类基体中获 侵蚀后，由SSX-550扫描电镜(SEM)进行显微组织观 得弥散而稳定的残余奥氏体是获得优良强塑性的核心 察，利用透射电镜(TEM)分析残余奥氏体形貌，利用 问题，也是现阶段研究的重点 D/MAX2500PCX射线衍射仪(XRD)对多相钢中残余 因此，笔者以低碳硅锰钢为研究对象，采用γ单相 奥氏体含量进行定量计算(Cu靶，扫描角度40°~ 区和y+α双相区热轧后直接淬火工艺获得2种不同 100°，工作电压40kV,电流150mA,步宽0.02°，扫描速 的预处理组织（马氏体及马氏体+铁素体），随后经双 率0.3°·min).为了减少织构的影响，提高测量精 相区IQ&P处理工艺，研究低碳钢不同预处理组织对 度，采用五峰法a分别选择奥氏体的(200)，(220)， IQ&P工艺处理后的多相组织特征、残余奥氏体形貌以 (311),以及铁素体的(200)。、(211).衍射峰进行研 及力学性能的影响规律，为高强度与高塑性低碳钢的 究，对各晶面的衍射线累积强度进行计算，最终得到残 生产奠定实践基础 余奥氏体的体积分数 1 实验材料及方法 2实验结果及分析 实验用钢化学成分（质量分数，%）为：C0.20, 2.1经热轧淬火后钢的预处理组织特征 Si0.37,Mn1.37,P0.0032,S0.0014,B0.0018,余量 图2为实验钢的预处理组织形貌.其中图2(a)为 为Fe.材料经50kg真空熔炼炉冶炼后，锻造成厚度为 在γ单相区轧制淬火得到的典型的板条马氏体组织， 80mm的小方坯.采用热膨胀法测得A3=844℃， 同一晶粒内含有不同位向的板条马氏体.图2(b)为 A。=718℃，A3=737℃，A4=625℃，M,=345℃.轧 在y+α双相区轧制淬火得到的马氏体+铁素体组 制工艺以及热处理工艺如图1所示(T为温度，【为时 织，钢中马氏体组织呈板条状或块状，而铁素体组织存 间).将实验用钢在高温箱式加热炉中加热到1200℃ 在于原奥氏体晶界处或马氏体块内部，呈近似等轴状， 保温2h,1100℃开轧经3道次轧制到55mm待温，至 尺寸较小.这是由于在Y+α双相区轧制，铁素体优先 950℃经过7道次轧制成5mm厚的钢板，终轧温度为 在奥氏体晶界处形核并长大，继续变形在铁素体晶粒 850℃(y单相区)和700℃(y+a双相区)，水冷至室 内部将产生大量的位错和亚结构，由于来不及回复再 温，得到2种不同预处理组织的钢.将上述两种钢再 结晶使得未转变的奥氏体晶粒中出现大量的变形带， 加热到750℃保温30min,随后以60℃·sˉ的冷速冷 作为铁素体形核位置，促进铁素体在奥氏体内部形成， 却到220℃保温10s,迅速放置在箱式电阻炉中350℃ 从而细化奥氏体晶粒 保温180s,最后水淬至室温(IQ&P工艺). 2.2经IQ&P处理后钢的显微组织特征 将上述热处理后的钢板线切割成拉伸试样，尺寸 图3为预处理组织为马氏体的钢经IQ心P处理后 为4mm×9.6mm×59mm,标距为25mm.按照国标 的显微组织.由图3(a)可见，经过IQ&P处理后钢由 GB/T228一2002在INSTR0N5969型电子万能试验机 亚温铁素体(F)、回火马氏体(TM)及一定比例的

工程科学学报，第 38 卷，第 2 期 KEY WOＲDS low-carbon steel; multiphase steel; pretreated microstructure; morphology; mechanical properties 为适应节约能源、降低成本、汽车轻量化和提高安 全性的要求，研发具有低成本的高强高塑钢是未来汽 车用钢发展的一个基本定位． 通过合理的组织调控获 得高强度与高塑性相结合的低碳钢是目前钢种开发的 重点． 从铁素体 + 马氏体双相钢( DP) ［1--2］、铁素体 + 贝氏 体 + 残余奥氏体组成的相变诱导塑性( TＲIP) 钢［3--5］以及马氏体 + 残余奥氏体为主的淬火--碳配分 ( Q＆P) 钢［6 － 8］等，均通过组织调控实现低碳硅锰钢高 强度和高塑性． 研究表明［9--14］，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 余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 等［15］通过临界区再 加热--淬火--中温碳配分( IQ＆P 工艺) 热处理方法对低 碳硅锰钢进行组织调控，获得由亚温铁素体、马氏体及 残余奥氏体组成的多相钢，实现强度与塑性的良好结 合． 显然，通过调控基体中多相组织，在各类基体中获 得弥散而稳定的残余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，笔者以低碳硅锰钢为研究对象，采用 γ 单相 区和 γ + α 双相区热轧后直接淬火工艺获得 2 种不同 的预处理组织( 马氏体及马氏体 + 铁素体) ，随后经双 相区 IQ＆P 处理工艺，研究低碳钢不同预处理组织对 IQ＆P 工艺处理后的多相组织特征、残余奥氏体形貌以 及力学性能的影响规律，为高强度与高塑性低碳钢的 生产奠定实践基础． 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 50 kg 真空熔炼炉冶炼后，锻造成厚度为 80 mm 的 小 方 坯． 采 用 热 膨 胀 法 测 得 Ac3 = 844 ℃， Ac1 = 718 ℃，Ar3 = 737 ℃，Ar1 = 625 ℃，Ms = 345 ℃ ． 轧 制工艺以及热处理工艺如图 1 所示( T 为温度，t 为时 间) ． 将实验用钢在高温箱式加热炉中加热到 1200 ℃ 保温 2 h，1100 ℃开轧经 3 道次轧制到 55 mm 待温，至 950 ℃经过 7 道次轧制成 5 mm 厚的钢板，终轧温度为 850 ℃ ( γ 单相区) 和 700 ℃ ( γ + α 双相区) ，水冷至室 温，得到 2 种不同预处理组织的钢． 将上述两种钢再 加热到 750 ℃ 保温 30 min，随后以 60 ℃·s － 1的冷速冷 却到 220 ℃保温 10 s，迅速放置在箱式电阻炉中 350 ℃ 保温 180 s，最后水淬至室温( IQ＆P 工艺) ． 将上述热处理后的钢板线切割成拉伸试样，尺寸 为 4 mm × 9. 6 mm × 59 mm，标距为 25 mm． 按照国标 GB / T228—2002 在 INSTＲON5969 型电子万能试验机 图 1 热处理工艺示意图 Fig． 1 Schematics of heat treatment processes 上进 行 室 温 拉 伸 试 验，应 变 速 率 为 10 － 3 s － 1 ． 切取 10 mm × 10 mm 样品，经研磨、抛光和 4% 硝酸乙醇溶液 侵蚀后，由 SSX--550 扫描电镜( SEM) 进行显微组织观 察，利用透射电镜( TEM) 分析残余奥氏体形貌，利用 D /MAX2500PC-X 射线衍射仪( XＲD) 对多相钢中残余 奥氏体含量进行定量计算( Cu 靶，扫 描 角 度 40° ～ 100°，工作电压40 kV，电流150 mA，步宽0. 02°，扫描速 率 0. 3°·min － 1 ) ． 为了减少织构的影响，提高测量精 度，采用五峰法［16］分别选择奥氏体的( 200) γ、( 220) γ、 ( 311) γ以及铁素体的( 200) α、( 211) α 衍射峰进行研 究，对各晶面的衍射线累积强度进行计算，最终得到残 余奥氏体的体积分数． 2 实验结果及分析 2. 1 经热轧淬火后钢的预处理组织特征 图 2 为实验钢的预处理组织形貌． 其中图2( a) 为 在 γ 单相区轧制淬火得到的典型的板条马氏体组织， 同一晶粒内含有不同位向的板条马氏体． 图 2( b) 为 在 γ + α 双相区轧制淬火得到的马氏体 + 铁素体组 织，钢中马氏体组织呈板条状或块状，而铁素体组织存 在于原奥氏体晶界处或马氏体块内部，呈近似等轴状， 尺寸较小． 这是由于在 γ + α 双相区轧制，铁素体优先 在奥氏体晶界处形核并长大，继续变形在铁素体晶粒 内部将产生大量的位错和亚结构，由于来不及回复再 结晶使得未转变的奥氏体晶粒中出现大量的变形带， 作为铁素体形核位置，促进铁素体在奥氏体内部形成， 从而细化奥氏体晶粒． 2. 2 经 IQ＆P 处理后钢的显微组织特征 图 3 为预处理组织为马氏体的钢经 IQ＆P 处理后 的显微组织． 由图 3( a) 可见，经过 IQ＆P 处理后钢由 亚温铁素体( IF) ［15］、回火马氏体( TM) 及一定比例的 · 422 ·

陈连生等：预处理组织对低碳钢IQ&P工艺下组织及性能影响 ·225· 5 jm 图2钢经热轧淬火后的预处理组织形貌.(a)y单相区轧制后水淬：(b)Y+a双相区轧制后水淬 Fig.2 Pretreated microstructures of the steels after hot-rolling and water quenching (F-ferrite:M-martensite):(a)water quenching after hot- rolling in the y phase region:(b)water quenching after hot-rolling in the y+a phase region 】m 图3预处理组织为马氏体的钢经IQ&P处理后的显微组织扫描电镜图像.()显微组织：(b)区域I的放大图像：()区域Ⅱ的放大图像 Fig.3 SEM images of the steels with martensite as pretreated microstructure treated by 1Q&P process:(a)microstructure:(b)enlarged image of Square I (c)enlarged image of Square II.IF-intercritical ferrite,TM-tempered martensite,RA/UM-retained austenite or untempered martensite 残余奥氏体/未回火的马氏体(RA/UM)7-多相组 由于新生成的奥氏体晶粒易在低温组织的界面上 织构成.亚温铁素体呈板条状，回火马氏体多呈块状 形核回，因此预处理组织为马氏体的钢加热到750℃ 并分布于原奥氏体晶界上.图3(b)为图3(a)中黑色 时，奥氏体逆转变m首先发生在原奥氏体晶界和马 方框I区域内块状回火马氏体组织的放大像.由 氏体板条界间.随着保温时间的延长，晶界处形核的 图3(b)可见，块状马氏体内部因350℃短暂回火而变 逆转奥氏体不断向周围组织中长大，并呈块状分布 得易腐蚀，使弥散析出的碳化物清晰的显现，在马氏体 于原奥氏体晶界处：马氏体板条界间形核的逆转奥 边缘保留少量的块状残余奥氏体或未回火马氏体. 氏体则沿板条界方向不断长大，形成针状逆转奥氏 图3(c)为图3(a)中黑色方框Ⅱ区域内细针状组织的 体.在随后淬火至220℃过程中，不稳定的逆转奥氏 放大像.由图3()可见，位于原奥氏体晶粒内的残余 体（块状或针状）将发生马氏体转变，并在350℃的 奥氏体/未回火马氏体则呈细针状分布，并且同一晶粒 等温处理过程中发生马氏体回火转变.然而从图3 内取向一致.细针状残余奥氏体/未回火马氏体长度 中可以看出，只有块状马氏体呈现出回火马氏体的 较长，约为5m,呈平行状分布. 形貌特征.这可能是由于在双相区保温过程中，发生

陈连生等: 预处理组织对低碳钢 IQ＆P 工艺下组织及性能影响 图 2 钢经热轧淬火后的预处理组织形貌． ( a) γ 单相区轧制后水淬; ( b) γ + α 双相区轧制后水淬 Fig． 2 Pretreated microstructures of the steels after hot-rolling and water quenching ( F—ferrite; M—martensite) : ( a) water quenching after hot￾rolling in the γ phase region; ( b) water quenching after hot-rolling in the γ + α phase region 图 3 预处理组织为马氏体的钢经 IQ＆P 处理后的显微组织扫描电镜图像． ( a) 显微组织; ( b) 区域Ⅰ的放大图像; ( c) 区域Ⅱ的放大图像 Fig． 3 SEM images of the steels with martensite as pretreated microstructure treated by IQ＆P process: ( a) microstructure; ( b) enlarged image of Square Ⅰ; ( c) enlarged image of Square Ⅱ． IF — intercritical ferrite，TM — tempered martensite，ＲA /UM — retained austenite or untempered martensite 残余奥氏体/未回火的马氏体( ＲA /UM) ［17--18］ 多相组 织构成． 亚温铁素体呈板条状，回火马氏体多呈块状 并分布于原奥氏体晶界上． 图 3( b) 为图 3( a) 中黑色 方框Ⅰ区 域 内 块 状 回 火 马 氏 体 组 织 的 放 大 像． 由 图 3( b) 可见，块状马氏体内部因 350 ℃ 短暂回火而变 得易腐蚀，使弥散析出的碳化物清晰的显现，在马氏体 边缘保留少量的块状残余奥氏体或未回火马氏体． 图 3( c) 为图 3( a) 中黑色方框Ⅱ区域内细针状组织的 放大像． 由图 3( c) 可见，位于原奥氏体晶粒内的残余 奥氏体/未回火马氏体则呈细针状分布，并且同一晶粒 内取向一致． 细针状残余奥氏体/未回火马氏体长度 较长，约为 5 μm，呈平行状分布． 由于新生成的奥氏体晶粒易在低温组织的界面上 形核［19］，因此预处理组织为马氏体的钢加热到 750 ℃ 时，奥氏体逆转变［20--21］首先发生在原奥氏体晶界和马 氏体板条界间． 随着保温时间的延长，晶界处形核的 逆转奥氏体不断向周围组织中长大，并呈块状分布 于原奥氏体晶界处; 马氏体板条界间形核的逆转奥 氏体则沿板条界方向不断长大，形成针状逆转奥氏 体． 在随后淬火至 220 ℃ 过程中，不稳定的逆转奥氏 体( 块状或针状) 将发生马氏体转变，并在 350 ℃ 的 等温处理过程中发生马氏体回火转变． 然而从图 3 中可以看出，只有块状马氏体呈现出回火马氏体的 形貌特征． 这可能是由于在双相区保温过程中，发生 · 522 ·

·226· 工程科学学报，第38卷，第2期 C、Mn元素向逆转奥氏体中富集，从而导致M点的 图4为预处理组织为马氏体+铁素体的钢经 降低2-.相对于块状逆转奥氏体，针状逆转奥氏 IQ&P处理后的显微组织.由图4(a)可见，经过IQ&P 体更易于富集C、Mn元素，使其M,点要相对更低，故 处理后钢由亚温铁素体、未回火马氏体以及残余奥氏 而当淬火至220℃时，块状的逆转奥氏体发生马氏体 体多相组织构成.图4(b)和图4(c)分别为图4(a)中 转变，而针状逆转奥氏体则不会发生马氏体转变.后 黑色方框I及Ⅱ区域内块状残余奥氏体/未回火马氏 续350℃的等温处理实际上则是C元素向针状奥氏 体组织的放大像.由图4(6)和图4(c)可知：亚温铁素 体中进一步富集过程，以及块状马氏体的回火过程. 体呈板条状：而残余奥氏体/未回火马氏体存在两种形 这可能就是在上述多相钢中只看到块状回火马氏体 貌特征，一种是呈颗粒状分布于原奥氏体晶界上，另一 的原因 种则呈细针状位于原奥氏体晶粒内. 图4预处理组织为马氏体+铁素体的钢经IQ&P处理后的扫描电镜图像.(a)显微组织：()区域I的放大图像：()区域Ⅱ的放大图像 Fig.4 SEM images of the steels with martensite ferrite as pretreated microstructure treated by IQ&P process:(a)microstructure:(b)enlarged image of Square I (c)enlarged image of Square II 由图4中残余奥氏体/未回火马氏体形貌可推知， 位向的马氏体板条束，因此钢再加热到750℃时，马氏 预处理组织为马氏体+铁素体的钢加热到750℃时， 体板条界间生成的逆转奥氏体呈现出杂乱无序的排列 首先在铁素体晶粒内和原始奥氏体晶界处形成细小的 特征. 粒状奥氏体，在马氏体板条界处则形成针状奥氏体 预处理组织为马氏体+铁素体的钢，在750℃保 对比图3和图4中马氏体形貌可知，这些逆转奥氏体 温30min后淬火至室温过程中的热膨胀曲线如图5所 都要明显小于预处理组织为马氏体的钢在750℃时生 示.对图中曲线作切线，求出该热处理工艺下钢的马 成的逆转奥氏体（块状或针状），主要是因为在双相区 氏体转变开始温度M.为205℃.可见，经过双相区 轧制时，铁素体和奥氏体晶粒内部都产生大量的亚结 750℃等温处理之后钢的M要比平衡状态下显著降 构a,钢加热到750℃时，奥氏体易在能量较高的亚 低，并且远低于淬火温度220℃.这说明在750℃再加 结构处形核并长大，丰富的亚结构提高了奥氏体形核 热保温过程中，铁素体与奥氏体共存，奥氏体中的C、 率，从而使奥氏体晶粒相对较小.另外，图4(a)中针 M元素含量提高，使得双相区奥氏体自身稳定性增 状马氏体呈杂乱无序排列并且长度较短.这主要是由 加.此外，Y+α双相区轧制工艺使得预处理组织中引 于双相区变形过程中，未转变的奥氏体晶粒由于来不 入大量变形带，可以细化逆转奥氏体晶粒，晶粒细化也 及回复再结晶从而引入大量的变形带，将其分割成不 有利于提高奥氏体自身的稳定性.这是图4组织中并 同的小晶粒，在随后的淬火过程中，这些小晶粒将转变 未出现回火马氏体组织形貌的主要原因 为马氏体，这样同一个奥氏体晶粒内将生成许多不同 需要说明的是，扫描电镜照片还不能完全清楚地

工程科学学报，第 38 卷，第 2 期 C、Mn 元素向逆转奥氏体中富集，从而导致 Ms点的 降低［22--25］． 相对于块状逆转奥氏体，针 状 逆 转 奥 氏 体更易于富集 C、Mn 元素，使其 Ms点要相对更低，故 而当淬火至 220 ℃ 时，块状的逆转奥氏体发生马氏体 转变，而针状逆转奥氏体则不会发生马氏体转变． 后 续 350 ℃ 的等温处理实际上则是 C 元素向针状奥氏 体中进一步富集过程，以及块状马氏体的回火过程． 这可能就是在上述多相钢中只看到块状回火马氏体 的原因． 图 4 为 预 处 理 组 织 为 马 氏 体 + 铁 素 体 的 钢 经 IQ＆P 处理后的显微组织． 由图 4( a) 可见，经过 IQ＆P 处理后钢由亚温铁素体、未回火马氏体以及残余奥氏 体多相组织构成． 图 4( b) 和图 4( c) 分别为图 4( a) 中 黑色方框Ⅰ及Ⅱ区域内块状残余奥氏体/未回火马氏 体组织的放大像． 由图 4( b) 和图 4( c) 可知: 亚温铁素 体呈板条状; 而残余奥氏体/未回火马氏体存在两种形 貌特征，一种是呈颗粒状分布于原奥氏体晶界上，另一 种则呈细针状位于原奥氏体晶粒内． 图 4 预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢经 IQ＆P 处理后的扫描电镜图像． ( a) 显微组织; ( b) 区域Ⅰ的放大图像; ( c) 区域Ⅱ的放大图像 Fig． 4 SEM images of the steels with martensite + ferrite as pretreated microstructure treated by IQ＆P process: ( a) microstructure; ( b) enlarged image of Square Ⅰ; ( c) enlarged image of Square Ⅱ 由图 4 中残余奥氏体/未回火马氏体形貌可推知， 预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢加热到 750 ℃ 时， 首先在铁素体晶粒内和原始奥氏体晶界处形成细小的 粒状奥氏体，在马氏体板条界处则形成针状奥氏体． 对比图 3 和图 4 中马氏体形貌可知，这些逆转奥氏体 都要明显小于预处理组织为马氏体的钢在 750 ℃ 时生 成的逆转奥氏体( 块状或针状) ，主要是因为在双相区 轧制时，铁素体和奥氏体晶粒内部都产生大量的亚结 构［26］，钢加热到 750 ℃ 时，奥氏体易在能量较高的亚 结构处形核并长大，丰富的亚结构提高了奥氏体形核 率，从而使奥氏体晶粒相对较小． 另外，图 4( a) 中针 状马氏体呈杂乱无序排列并且长度较短． 这主要是由 于双相区变形过程中，未转变的奥氏体晶粒由于来不 及回复再结晶从而引入大量的变形带，将其分割成不 同的小晶粒，在随后的淬火过程中，这些小晶粒将转变 为马氏体，这样同一个奥氏体晶粒内将生成许多不同 位向的马氏体板条束，因此钢再加热到 750 ℃ 时，马氏 体板条界间生成的逆转奥氏体呈现出杂乱无序的排列 特征． 预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢，在 750 ℃ 保 温 30 min 后淬火至室温过程中的热膨胀曲线如图 5 所 示． 对图中曲线作切线，求出该热处理工艺下钢的马 氏体转变开始温度 Ms 为 205 ℃ ． 可见，经过双相区 750 ℃等温处理之后钢的 Ms 要比平衡状态下显著降 低，并且远低于淬火温度 220 ℃ ． 这说明在 750 ℃再加 热保温过程中，铁素体与奥氏体共存，奥氏体中的 C、 Mn 元素含量提高，使得双相区奥氏体自身稳定性增 加． 此外，γ + α 双相区轧制工艺使得预处理组织中引 入大量变形带，可以细化逆转奥氏体晶粒，晶粒细化也 有利于提高奥氏体自身的稳定性． 这是图 4 组织中并 未出现回火马氏体组织形貌的主要原因． 需要说明的是，扫描电镜照片还不能完全清楚地 · 622 ·

陈连生等：预处理组织对低碳钢IQ&P工艺下组织及性能影响 ·227· 需要借助透射电子显微镜、X射线衍射仪等设备来进 行进一步的表征和测量. 2.3经IQ&P处理后钢中残余奥氏体形貌及含量 图6为钢经IO&P处理后的残余奥氏体的透射电 镜像.由图可知：在预处理组织为马氏体的钢中，残余 奥氏体在铁素体基体上以针状形态出现：在预处理组 11=205: 织为马氏体+铁素体的钢中，残余奥氏体则以短针状 或块状形态出现.这与上述图3和图4中扫描电镜图 像的测定相吻合.由此可见，在预处理组织为马氏体 150 200 250 300 350400 温度℃ 的钢中，细长的针状逆转奥氏体相对于块状逆转奥氏 图5预处理组织为马氏体+铁素体的钢经750℃保温30min后 体更易富集C、Mn元素而提高自身稳定性，而被稳定 淬火至室温的温度一膨胀量曲线 下来；在预处理组织为马氏体+铁素体的钢中，由于前 Fig.5 Dilatometry curve of specimens obtained by reheating to 750 期双相区轧制工艺对晶粒带来的细化作用，以及C、 C for30 min,direct quenching to room temperature for the steel with M元素在逆转奥氏体内的富集，这两方面的作用使得 martensite ferrite as pretreated microstructure 短针状或块状逆转奥氏体被稳定到室温。从而形成 表征出上述2种钢组织中残余奥氏体及其分布特征， 图6中不同形貌的残余奥氏体组织. 0.14m 0.1m 0.1m 0.1n 图6钢经IO&P处理后的残余奥氏体的透射电镜像.(a,b)预处理组织为马氏体的钢中残余奥氏体的明场和暗场像：(c,d)预处理组织为 马氏体+铁素体的钢中残余奥氏体的明场和暗场像 Fig.6 TEM morphology of retained austenite in the steels treated by IQ&P process:(a,b)bright and dark field images of retained austenite in the steels with martensite as pretreated microstructure:(c,d)bright and dark field images of retained austenite in the steels with martensite ferrite as pretreated microstructure 采用X射线衍射对钢中残余奥氏体含量进行测残余奥氏体. 定.相关的X射线衍射图谱如图7所示.从图7中可2.4经IQ&P处理后钢的力学性能 见，预处理组织为马氏体以及马氏体+铁素体的钢中 图8为2种不同预处理组织的钢经过Q&P热处 都有明显的奥氏体峰.残余奥氏体含量的计算结果如 理后的工程应力一工程应变曲线和真应力一真应变曲 表1所示.经IQ&P处理后，两类钢中残余奥氏体的体 线.表1给出两类钢经Q&P工艺处理后的力学性能 积分数分别约为8.2%和14.3%.这说明对预处理组 参数.结合图表可知，通过改变热处理前的轧制工艺， 织为马氏体+铁素体的钢进行组织调控将产生更多的 两类钢获得相同的屈服强度，但相对于预处理组织为

陈连生等: 预处理组织对低碳钢 IQ＆P 工艺下组织及性能影响 图 5 预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢经 750 ℃保温 30 min 后 淬火至室温的温度--膨胀量曲线 Fig． 5 Dilatometry curve of specimens obtained by reheating to 750 ℃ for 30 min，direct quenching to room temperature for the steel with martensite + ferrite as pretreated microstructure 表征出上述 2 种钢组织中残余奥氏体及其分布特征， 需要借助透射电子显微镜、X 射线衍射仪等设备来进 行进一步的表征和测量． 2. 3 经 IQ＆P 处理后钢中残余奥氏体形貌及含量 图 6 为钢经 IQ＆P 处理后的残余奥氏体的透射电 镜像． 由图可知: 在预处理组织为马氏体的钢中，残余 奥氏体在铁素体基体上以针状形态出现; 在预处理组 织为马氏体 + 铁素体的钢中，残余奥氏体则以短针状 或块状形态出现． 这与上述图 3 和图 4 中扫描电镜图 像的测定相吻合． 由此可见，在预处理组织为马氏体 的钢中，细长的针状逆转奥氏体相对于块状逆转奥氏 体更易富集 C、Mn 元素而提高自身稳定性，而被稳定 下来; 在预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢中，由于前 期双相区轧制工艺对晶粒带来的细化作用，以及 C、 Mn 元素在逆转奥氏体内的富集，这两方面的作用使得 短针状或块状逆转奥氏体被稳定到室温． 从而形成 图 6中不同形貌的残余奥氏体组织． 图 6 钢经 IQ＆P 处理后的残余奥氏体的透射电镜像． ( a，b) 预处理组织为马氏体的钢中残余奥氏体的明场和暗场像; ( c，d) 预处理组织为 马氏体 + 铁素体的钢中残余奥氏体的明场和暗场像 Fig． 6 TEM morphology of retained austenite in the steels treated by IQ＆P process: ( a，b) bright and dark field images of retained austenite in the steels with martensite as pretreated microstructure; ( c，d) bright and dark field images of retained austenite in the steels with martensite + ferrite as pretreated microstructure 采用 X 射线衍射对钢中残余奥氏体含量进行测 定． 相关的 X 射线衍射图谱如图 7 所示． 从图 7 中可 见，预处理组织为马氏体以及马氏体 + 铁素体的钢中 都有明显的奥氏体峰． 残余奥氏体含量的计算结果如 表 1 所示． 经 IQ＆P 处理后，两类钢中残余奥氏体的体 积分数分别约为 8. 2% 和 14. 3% ． 这说明对预处理组 织为马氏体 + 铁素体的钢进行组织调控将产生更多的 残余奥氏体． 2. 4 经 IQ＆P 处理后钢的力学性能 图 8 为 2 种不同预处理组织的钢经过 IQ＆P 热处 理后的工程应力--工程应变曲线和真应力--真应变曲 线． 表 1 给出两类钢经 IQ＆P 工艺处理后的力学性能 参数． 结合图表可知，通过改变热处理前的轧制工艺， 两类钢获得相同的屈服强度，但相对于预处理组织为 · 722 ·

·228· 工程科学学报，第38卷，第2期 8000 马氏体的钢，预处理组织为马氏体+铁素体的钢抗拉 一预处理组织为马氏体的 一预处理组织为马氏体+铁素体的钢 强度得到很大程度的提高。同时预处理组织为马氏 6000 体+铁素体的钢在保持很高的抗拉强度的前提下，其 211a 伸长率也得到提高，这使得该类钢的强塑积方面的性 4000 能得到提升，其强塑积达到了30190MPa·%,较前者提 (200ja 高约8630MPa·%.由图8(b)真应力一应变曲线可知， 200 (200 (220m 311y 在0~30%的真应变范围内，预处理组织为马氏体的 钢真应力呈现持续升高的特点，而预处理组织为马氏 体+铁素体的钢真应力持续升高则提高到真应变的 50 60 70 80 90 100 37%,说明后者随应变的增加而产生持续加工硬化的 20i1 能力要强于前者 图72种不同预处理组织的钢经IQ&P处理后的X射线衍射 综合前面扫描电镜、透射电镜以及X射线衍射分 图谱 析，根据表1中的数据，可知预处理组织为马氏体的钢 Fig.7 XRD patterns of the steels with two different pretreated micro- structures treated by IQ&P process 经750℃再加热-淬火-350℃的等温(IQ&P)处理，可 使钢获得板条状亚温铁素体、块状回火马氏体以及一 100a 一预处理组织为马氏体的解 1600 一预处理组织为马氏体的钢 900 ,一预处理组织为马氏体+铁素体的钢 ,一预处理组织为马氏体+铁素体的钢 1400 800 700 1200 600 500 800 400 600 300 400 200 100 200 02 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.1 0.2 03 0.4 工程应变 直应变 图8，两种不同预处理组织的钢经Q&P处理后的应力应变曲线.()工程应力一工程应变曲线：(b)真应力一真应变曲线 Fig.8 Stress-strain curves of the steels with two different pretreated microstructures treated by Q&P process:(a)engineering stress-engineering strain curves:(b)true stress-true strain curves 定比例的针状未回火的马氏体和8.2%的针状残余奥 表12种不同预处理组织的钢经IQ&P处理后的力学性能 氏体组成的多相组织.由于残余奥氏体和铁素体软相 Table 1 Mechanical properties of the steels with two different pretreated 组织的共同作用，使钢获得28%左右的断后伸长率 microstructures treated by 1Q&P process 此外，组织中块状的回火马氏体及针状的未回火马氏 R021 Ral Rm×AI RA体积 钢种 A/% 体硬相组织保证了钢具有770MPa以上的抗拉强度， MPa MPa (MPa%) 分数/% 从而使钢获得21560MPa·%以上的强塑积.预处理组 a 510 770 28 21560 8.2 织为马氏体+铁素体的钢经IO&P处理后，可使钢获 6 510 834 36.2 30190 14.3 得板条状亚温铁素体、块状和针状未回火马氏体以及 注：a一预处理组织为马氏体的钢：b一预处理组织为马氏体+ 14.3%的短针状或块状残余奥氏体组成的多相组织. 铁素体的钢：R42一屈服强度：R。一抗拉强度：A一伸长率：R。×A一 与含有块状回火马氏体组织的预处理马氏体钢相比， 强塑积：RA一残余奥氏体. 该钢尽管屈服强度和抗拉强度变化不大，但伸长率却 有很大程度的提高.这主要是由于块状未回火马氏体 3结论 及针状残余奥氏体/未回火马氏体在组织中弥散均匀 (1)对低碳钢采用y单相区轧制和Y+α双相区 分布，对板条铁素体基体起到细化晶粒的作用，从而增 轧制并淬火的工艺分别获得马氏体预处理钢和马氏 大抗拉强度的同时也提高了延伸率. 体+铁素体预处理钢

工程科学学报，第 38 卷，第 2 期 图 7 2 种不同预处理组织的钢经 IQ＆P 处理后的 X 射线衍射 图谱 Fig． 7 XＲD patterns of the steels with two different pretreated micro￾structures treated by IQ＆P process 马氏体的钢，预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢抗拉 强度得到很大程度的提高． 同时预处理组织为马氏 体 + 铁素体的钢在保持很高的抗拉强度的前提下，其 伸长率也得到提高，这使得该类钢的强塑积方面的性 能得到提升，其强塑积达到了 30190 MPa·% ，较前者提 高约 8630 MPa·% ． 由图 8( b) 真应力--应变曲线可知， 在 0 ～ 30% 的真应变范围内，预处理组织为马氏体的 钢真应力呈现持续升高的特点，而预处理组织为马氏 体 + 铁素体的钢真应力持续升高则提高到真应变的 37% ，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． 综合前面扫描电镜、透射电镜以及 X 射线衍射分 析，根据表 1 中的数据，可知预处理组织为马氏体的钢 经 750 ℃再加热--淬火 － 350 ℃的等温( IQ＆P) 处理，可 使钢获得板条状亚温铁素体、块状回火马氏体以及一 图 8 两种不同预处理组织的钢经 IQ＆P 处理后的应力应变曲线． ( a) 工程应力--工程应变曲线; ( b) 真应力--真应变曲线 Fig． 8 Stress--strain curves of the steels with two different pretreated microstructures treated by IQ＆P process: ( a) engineering stress--engineering strain curves; ( b) true stress--true strain curves 定比例的针状未回火的马氏体和 8. 2% 的针状残余奥 氏体组成的多相组织． 由于残余奥氏体和铁素体软相 组织的共同作用，使钢获得 28% 左右的断后伸长率． 此外，组织中块状的回火马氏体及针状的未回火马氏 体硬相组织保证了钢具有 770 MPa 以上的抗拉强度， 从而使钢获得 21560 MPa·% 以上的强塑积． 预处理组 织为马氏体 + 铁素体的钢经 IQ＆P 处理后，可使钢获 得板条状亚温铁素体、块状和针状未回火马氏体以及 14. 3% 的短针状或块状残余奥氏体组成的多相组织． 与含有块状回火马氏体组织的预处理马氏体钢相比， 该钢尽管屈服强度和抗拉强度变化不大，但伸长率却 有很大程度的提高． 这主要是由于块状未回火马氏体 及针状残余奥氏体/未回火马氏体在组织中弥散均匀 分布，对板条铁素体基体起到细化晶粒的作用，从而增 大抗拉强度的同时也提高了延伸率． 表 1 2 种不同预处理组织的钢经 IQ＆P 处理后的力学性能 Table 1 Mechanical properties of the steels with two different pretreated microstructures treated by IQ＆P process 钢种 Ｒp0. 2 / MPa Ｒm / MPa A /% Ｒm × A / ( MPa·% ) ＲA 体积 分数/% a 510 770 28 21560 8. 2 b 510 834 36. 2 30190 14. 3 注: a—预处理组织为马氏体的钢; b—预处理组织为马氏体 + 铁素体的钢; Ｒp0. 2—屈服强度; Ｒm—抗拉强度; A—伸长率; Ｒm × A — 强塑积; ＲA—残余奥氏体． 3 结论 ( 1) 对低碳钢采用 γ 单相区轧制和 γ + α 双相区 轧制并淬火的工艺分别获得马氏体预处理钢和马氏 体 + 铁素体预处理钢． · 822 ·

陈连生等：预处理组织对低碳钢IQ&P工艺下组织及性能影响 ·229· (2)随后的750℃双相区再加热-淬火-350℃等 gy on the stability of retained austenite in a quenched and parti- 温处理(IQ&P工艺)，在板条马氏体预处理钢的基础 tioned steel.Scripta Mater,2013,68(5):321 [11]Ren Y Q,Xie Z J,Shang C J.Microstructure regulation and me- 上获得由板条状亚温铁素体、块状回火马氏体以及一 chanical properties of low-carbon multiphase steels.J Unir Sci 定比例的针状未回火的马氏体和8.2%的针状残余奥 Technol Beijing,2013,35(5):592 氏体组成的多相组织：在板条马氏体+铁素体预处理 (任勇强，谢振家，尚成嘉.低碳多相钢的组织调控与力学 钢的基础上获得由板条状亚温铁素体、块状和针状未 性能.北京科技大学学报，2013,35(5)：592) 回火马氏体以及14.3%的短针状或块状残余奥氏体 [12]Bagliani E P,Santofimia M J,Zhao L,et al.Microstructure ten- 组成的多相组织. sile and toughness properties after quenching and partitioning (3)相同的热处理工艺参数下，Y单相区轧制的 treatments of a medium-earbon steel.Mater Sci Eng A,2013, 559:486 钢最终的抗拉强度为770MP,且伸长率只有28%，其 [13]Weidner A,Muller A,Weiss A,et al.Ultrafine grained high-al- 强塑积为21560MPa·%:而y+a双相区轧制的钢最 loyed austenitic TRIP steel.Mater Sci Eng A,2013,571:68 终的抗拉强度为834MPa,且伸长率增大到36.2%，其 [14]Wang C,Shi J,Wang C Y,et al.Development of ultrafine la- 强塑积超过30190MPa·%,使钢获得强度与塑性的优 mellar ferrite and austenite duplex structure in 0.2C5Mn steel 良结合 during ART-annealing.IS/J /nt,2011,51 (4):651 D5] Santofimia M J,Nguyen M T,Zhao L,et al.New low carbon Q&P steels containing film-ike intercritical ferrite.Mater Sci 参考文献 EngA,2010,527(23):6429 [1]De Cooman B C,Speer J G.Quench and partitioning steel:a new 16] Maruyama H.X-ray measurement of retained austenite volume AHSS concept for automotive anti-intrusion applications.Steel Res fraction.J Jpn Soc Heat Treat,1977,17:198 mt,2006,77(9-10):634 [17]Chiang J,Lawrence B,Boyd JD,et al.Effect of microstructure 2]Pan E,Di H,Jiang G,et al.Effect of heat treatment on micro- on retained austenite stability and work hardening of TRIP steels. structures and mechanical properties of hot-dip galvanized DP Mater Sci Eng A,2011,528(13-14):4516 steels.Acta Metall Sin Engl Lett,2014,27(3):469 [18]Santofimia M J,Zhao L,Sietsma J.Microstructural evolution of B]Zhang L Y,Wu D,Li Z.Influence of alloying elements on me- a low-carbon steel during application of quenching and partitio- chanical properties and corrosion resistance of cold rolled C-Mn- ning heat treatments after partial austenitization.Metall Mater Si trip steels.J Iron Steel Res Int,2012,19(12):42 Trans A,2009,40(1):46 4]Liu JY,Zhang ZC,Zhu FX,et al.Effect of cooling method on 19 Nakada N,Hirakawa N,Tsuchiyama T,et al.Grain refinement microstructure and mechanical properties of hottolled C-Si-Mn of nickel-free high nitrogen austenitic stainless steel by reversion trip Steel.J Iron Steel Res Int,2012,19(1)41 of eutectoid structure.Scripta Mater,2007,57 (2):153 [5]Ding W,Gong Z H,Wang B F,et al.Microstructure and me- 20] Miller R L Ultrafine grained microstructures and mechanical chanical properties of trip steel with annealed martensite.fron properties of alloy steels.Metall Trans,1972.3(4):905 Steel Res Int,2014,21(5)527 21]Nikura M,Morris J W.Thermal processing of ferritic 5Mn steel [6]Zhuang BT,Tang D,Jiang H T,et al.Microstructure and me- for toughness at cryogenic temperature.Metall Trans,1980,11 chanical properties of high strength &P steel for automobiles. (9):1531 Unir Sci Technol Beijing,2012,34(4)390 [22]Speer J,Matlock D K,De Cooman B C,et al.Carbon partitio- (庄宝潼，唐获，江海涛，等.汽车用高强度Q8P钢的组织与 ning into austenite after martensite transformation.Acta Metall, 力学性能.北京科技大学学报，2012,34(4)：390) 2003,51(9):2611 Zhang C Y,Wang Q F,Kong JL,et al.Effect of martensite mor- 23]Sun S,Pugh M.Manganese partitioning in dual-phase steel dur- phology on impact toughness of ultra-high strength 25CrMo48V ing annealing.Mater Sci Eng A,2000,276(1):167 steel seamless tube quenched at different temperatures.Jfron Steel 24] Palizdar Y,San Martin D,Brown A P,et al.Demonstration of Res Int,2013,20(2):62 elemental partitioning during austenite formation in low-carbon a- [8]Zang S L,Sun L,Niu C.Measurements of Bauschinger effect and luminum alloyed steel.J Mater Sci,2011,46(7):2384 transient behavior of a quenched and partitioned advanced high 25]Moor E D,Matlock D K,Speer J G,et al.Austenite stabiliza- strength steel.Mater Sci Eng A,2013,586,31 tion through manganese enrichment.Scripta Mater,2011,64 Ren YQ,Xie Z J,Shang C J.Regulation of retained austenite (2):185 and its effect on the mechanical properties of low carbon steel. 26] Yu W,Tang D,Wu H B.Development and application of micro- Acta Metall Sin,2012,48(9):1074 structure and mechanical properties controlling technology for me- (任勇强，谢振家，尚成嘉.低碳钢中残余奥氏体的调控及对 dium plate.J fron Steel Res,2008,22(8):1 力学性能的影响.金属学报，2012,48(9)：1074) (余伟，唐获，武会宾.中厚板组织性能控制技术的发展和 [10]Xiong X C,Chen B,Huang M X,et al.The effect of morpholo- 应用状况.钢铁研究学报，2008,22(8)：1)

陈连生等: 预处理组织对低碳钢 IQ＆P 工艺下组织及性能影响 ( 2) 随后的 750 ℃ 双相区再加热--淬火 － 350 ℃ 等 温处理( IQ＆P 工艺) ，在板条马氏体预处理钢的基础 上获得由板条状亚温铁素体、块状回火马氏体以及一 定比例的针状未回火的马氏体和 8. 2% 的针状残余奥 氏体组成的多相组织; 在板条马氏体 + 铁素体预处理 钢的基础上获得由板条状亚温铁素体、块状和针状未 回火马氏体以及 14. 3% 的短针状或块状残余奥氏体 组成的多相组织． ( 3) 相同的热处理工艺参数下，γ 单相区轧制的 钢最终的抗拉强度为 770 MPa，且伸长率只有 28% ，其 强塑积为 21560 MPa·% ; 而 γ + α 双相区轧制的钢最 终的抗拉强度为 834 MPa，且伸长率增大到 36. 2% ，其 强塑积超过 30190 MPa·% ，使钢获得强度与塑性的优 良结合． 参 考 文 献 ［1］ De Cooman B C，Speer J G． Quench and partitioning steel: a new AHSS concept for automotive anti-intrusion applications． Steel Ｒes Int，2006，77( 9 － 10) : 634 ［2］ Pan E，Di H，Jiang G，et al． Effect of heat treatment on micro￾structures and mechanical properties of hot-dip galvanized DP steels． Acta Metall Sin Engl Lett，2014，27( 3) : 469 ［3］ Zhang L Y，Wu D，Li Z． Influence of alloying elements on me￾chanical properties and corrosion resistance of cold rolled C--Mn-- Si trip steels． J Iron Steel Ｒes Int，2012，19( 12) : 42 ［4］ Liu J Y，Zhang Z C，Zhu F X，et al． Effect of cooling method on microstructure and mechanical properties of hot-rolled C--Si--Mn trip Steel． J Iron Steel Ｒes Int，2012，19( 1) : 41 ［5］ Ding W，Gong Z H，Wang B F，et al． Microstructure and me￾chanical properties of trip steel with annealed martensite． J Iron Steel Ｒes Int，2014，21( 5) : 527 ［6］ Zhuang B T，Tang D，Jiang H T，et al． Microstructure and me￾chanical properties of high strength Q＆P steel for automobiles． J Univ Sci Technol Beijing，2012，34( 4) : 390 ( 庄宝潼，唐荻，江海涛，等． 汽车用高强度 Q＆P 钢的组织与 力学性能． 北京科技大学学报，2012，34( 4) : 390) ［7］ Zhang C Y，Wang Q F，Kong J L，et al． Effect of martensite mor￾phology on impact toughness of ultra-high strength 25CrMo48V steel seamless tube quenched at different temperatures． J Iron Steel Ｒes Int，2013，20( 2) : 62 ［8］ Zang S L，Sun L，Niu C． Measurements of Bauschinger effect and transient behavior of a quenched and partitioned advanced high strength steel． Mater Sci Eng A，2013，586，31 ［9］ Ｒen Y Q，Xie Z J，Shang C J． Ｒegulation of retained austenite and its effect on the mechanical properties of low carbon steel． Acta Metall Sin，2012，48( 9) : 1074 ( 任勇强，谢振家，尚成嘉． 低碳钢中残余奥氏体的调控及对 力学性能的影响． 金属学报，2012，48( 9) : 1074) ［10］ Xiong X C，Chen B，Huang M X，et al． The effect of morpholo￾gy on the stability of retained austenite in a quenched and parti￾tioned steel． Scripta Mater，2013，68( 5) : 321 ［11］ Ｒen Y Q，Xie Z J，Shang C J． Microstructure regulation and me￾chanical properties of low-carbon multiphase steels． J Univ Sci Technol Beijing，2013，35( 5) : 592 ( 任勇强，谢振家，尚成嘉． 低碳多相钢的组织调控与力学 性能． 北京科技大学学报，2013，35( 5) : 592) ［12］ Bagliani E P，Santofimia M J，Zhao L，et al． Microstructure ten￾sile and toughness properties after quenching and partitioning treatments of a medium-carbon steel． Mater Sci Eng A，2013， 559: 486 ［13］ Weidner A，Müller A，Weiss A，et al． Ultrafine grained high-al￾loyed austenitic TＲIP steel． Mater Sci Eng A，2013，571: 68 ［14］ Wang C，Shi J，Wang C Y，et al． Development of ultrafine la￾mellar ferrite and austenite duplex structure in 0. 2C5Mn steel during AＲT-annealing． ISIJ Int，2011，51( 4) : 651 ［15］ Santofimia M J，Nguyen M T，Zhao L，et al． New low carbon Q＆P steels containing film-like intercritical ferrite． Mater Sci Eng A，2010，527( 23) : 6429 ［16］ Maruyama H． X-ray measurement of retained austenite volume fraction． J Jpn Soc Heat Treat，1977，17: 198 ［17］ Chiang J，Lawrence B，Boyd J D，et al． Effect of microstructure on retained austenite stability and work hardening of TＲIP steels． Mater Sci Eng A，2011，528( 13 － 14) : 4516 ［18］ Santofimia M J，Zhao L，Sietsma J． Microstructural evolution of a low-carbon steel during application of quenching and partitio￾ning heat treatments after partial austenitization． Metall Mater Trans A，2009，40( 1) : 46 ［19］ Nakada N，Hirakawa N，Tsuchiyama T，et al． Grain refinement of nickel-free high nitrogen austenitic stainless steel by reversion of eutectoid structure． Scripta Mater，2007，57( 2) : 153 ［20］ Miller Ｒ L． Ultrafine-grained microstructures and mechanical properties of alloy steels． Metall Trans，1972，3( 4) : 905 ［21］ Niikura M，Morris J W． Thermal processing of ferritic 5Mn steel for toughness at cryogenic temperature． Metall Trans，1980，11 ( 9) : 1531 ［22］ Speer J，Matlock D K，De Cooman B C，et al． Carbon partitio￾ning into austenite after martensite transformation． Acta Metall， 2003，51( 9) : 2611 ［23］ Sun S，Pugh M． Manganese partitioning in dual-phase steel dur￾ing annealing． Mater Sci Eng A，2000，276( 1) : 167 ［24］ Palizdar Y，San Martin D，Brown A P，et al． Demonstration of elemental partitioning during austenite formation in low-carbon a￾luminum alloyed steel． J Mater Sci，2011，46( 7) : 2384 ［25］ Moor E D，Matlock D K，Speer J G，et al． Austenite stabiliza￾tion through manganese enrichment． Scripta Mater，2011，64 ( 2) : 185 ［26］ Yu W，Tang D，Wu H B． Development and application of micro￾structure and mechanical properties controlling technology for me￾dium plate． J Iron Steel Ｒes，2008，22( 8) : 1 ( 余伟，唐荻，武会宾． 中厚板组织性能控制技术的发展和 应用状况． 钢铁研究学报，2008，22( 8) : 1) · 922 ·