D0I:10.13374/i.issn1001-053x.2013.05.007 第35卷第5期 北京科技大学学报 Vol.35 No.5 2013年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2013 低碳多相钢的组织调控与力学性能 任勇强，谢振家，尚成嘉 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mai:cjshang@ustb.edu.cn 摘要采用优化后的临界区再加热一淬火一中温等温(T1、T2)热处理工艺，对具有不同前躯体组织的(0.22/0.17)C (1.91/1.85)M-(1.32/0.94)Si两类热轧6mm钢板分别进行处理，获得了具有铁素体、贝氏体、马氏体以及弥散分布于 原奥氏体晶界、相界等处的残余奥氏体所构成的多相组织.利用扫描电镜、X射线衍射以及电子背散射衍射分析技术等 对不同热处理阶段钢的微观组织进行了表征.结果证实，采用不同的前躯体组织设计可以很好地调控临界区再加热逆转 变奥氏体的组织形貌、比例以及碳含量，进而通过后续处理来实现对钢中多相组织的调控.前躯体为马氏体的022C钢， 经T1工艺后获得了以针状铁素体为基体的多相组织，其强塑积超过了30GPa%:前躯体为铁素体+马氏体的0.17C 钢经T2工艺后获得了以块状铁素体为基体的多相组织，其强塑积超过了27GPa%. 关键词低碳钢；热处理；多相组织；力学性能：残余奥氏体 分类号TG142.1 Microstructure regulation and mechanical properties of low-carbon multiphase steels REN Yong-qiang,XIE Zhen-jia,SHANG Cheng-jia School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:cjshang@ustb.edu.cn ABSTRACT Two kinds of 6 mm hot rolled plate steels,(0.22/0.17)C-(1.91/1.85)Mn-(1.32/0.94)Si,which have different precursor microstructures were heat treated by the critical region reheating,quenching and medium temperature isothermal processes(named Tl and T2).After the processes,a multiphase microstructure,which is composed of ferrite, bainite,martensite and well-distributed retained austenite(primarily distributed in prior austenitic grain boundaries and phase boundaries),was obtained for both of the steels.The microstructures of the steels in different heat treatment stages were characterized by scanning electron microscopy,X-ray diffraction and electron backscatter diffraction.It is found that making use of different precursor microstructures can well lead to the regulation of morphology,proportion and carbon content of the reversed austenite during the process of critical region reheating,and then achieve the regulation and control of the multiphase microstructure by the subsequent quenching and medium temperature isothermal processes.After the process of T1,0.22C steel which has a martensite precursor microstructure can obtain a multiphase microstructure with acicular-like ferrite as the matrix,and its product of strength and elongation is greater than 30 GPa%.After the process of T2,0.17C steel which has a ferrite +martensite precursor microstructure can obtain a multiphase microstructure with block-like ferrite as the matrix,and its product of strength and elongation is greater than 27 GPa.%. KEY WORDS low carbon steel;heat treatment;multiphase microstructure;mechanical properties:retained austenite 高性能钢铁材料的发展需要实现高强度、高塑高塑韧性是十分有限的2-).诸多研究表明3-1， 性以及高韧性的有机结合.通常就高强的马氏体钢 钢的微观组织结构对其力学性能具有十分重要的影 而言，一般通过淬火+回火的热处理工艺来提高其 响.Young等6、Caballero等7-8】以及Fan等g 塑韧性].很显然，在钢中仅靠回火马氏体相来提指出，软（铁素体或者残余奥氏体相）硬（马氏体或 收稿日期：2012-08-10 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB630801)
第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 低碳多相钢 的组织调控与力学性能 任勇强 , 谢振家 , 尚成嘉网 北京科技大学材料科学与工程学院 , 北京 困 通信作者 , 一 刀 摘 要 采用优化后的临界区再加热 一 淬火 一 中温等温 、 热处理工艺 , 对具有不同前躯体组织的 一 两类热轧 钢板分别进行处理 , 获得了具有铁素体 、贝氏体 、马氏体以及弥散分布于 原奥 氏体晶界 、相界等处的残余奥氏体所构成的多相组织 利用扫描电镜 、 射线衍射以及电子背散射衍射分析技术等 对不同热处理阶段钢的微观组织进行 了表征 结果证实 , 采用不同的前躯体组织设计可以很好地调控临界区再加热逆转 变奥 氏体的组织形貌 、比例以及碳含量 , 进而通过后续处理来实现对钢中多相组织的调控 前躯体为马氏体的 钢 , 经 工艺后获得了以针状铁素体为基体的多相组织 , 其强塑积超过了 · 前躯体为铁素体 马氏体的 钢经 工艺后获得 了以块状铁素体为基体的多相组织 , 其强塑积超过了 关键词 低碳钢 热处理 多相组织 力学性能 残余奥氏体 分类号 一 几翻 。一, 。, 犬了石 一艺, 口刀通万` 以 、口乞尹 , , , 困 , 一 , 一 一 , 勿 , , , , , , 一 , 勿 , 一 , 一 , , , · , 一 , · 高性能钢铁材料的发展需要实现高强度 、高塑 高塑韧性是十分有 限的 一 诸 多研究表 明 ”一 , 性 以及高韧性的有机结合 通常就高强的马氏体钢 钢的微观组织结构对其力学性能具有十分重要的影 而言 , 一般通过淬火 十回火 的热处理工艺来提高其 响 等 圈、 。等 一 以及 等 塑韧性 很显然 , 在钢 中仅靠 回火马氏体相来提 指 出 , 软 铁素体或者残余奥氏体相 硬 马氏体或 收稿 日期 一 一 基金项 目 国家重点基础研究发展计划资助项 目 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2013.05.007
第5期 任勇强等：低碳多相钢的组织调控与力学性能 593 者贝氏体相)结合的多相组织结构在提高钢的塑韧 分别为848、684、338和164℃，2#钢分别为 性方面的作用十分有效.采用不同的成分设计以及 860、679、377和204℃. 技术手段对钢中的多相组织进行调控已成为当今的 1.2实验方法 研究热点10-14 根据Morris等5)的有关研究，钢的前处理 本文通过组织设计的方式来揭示低碳多相钢 组织以及临界区再加热次数均能对钢的最终组织和 中残余奥氏体的调控技术路线，并对各类多相组织 性能产生显著的影响，故而针对不同的屈服强度设 的来源、形貌特征及其对力学性能的影响展开详细 计要求，将预设屈服强度为700MPa的1#多相 的论述 钢的前处理组织设计为板条马氏体（可由完全奥氏 体化后淬火处理获得)，预设屈服强度为500MPa 1实验材料及方法 的2#多相钢的前处理组织设计为等轴铁素体+贝 1.1实验材料 氏体（可由完全奥氏体化后空冷处理获得）：同时 从降低屈强比和提高钢材综合强塑性的角度 为了保证获得较低的屈服强度和足够多的残余奥氏 出发，为了满足大变形、高深冲和高强度、高塑性等 体，2#钢还需要通过多次的临界区再加热处理来 不同场合的技术需求，分别设计了屈服强度为700 实现两相区逆转变组织的进一步富碳.根据上述思 和500MPa的两个不同级别的钢材，化学成分如表 路，对具有不同含C量的两种钢分别采用了不同的 1中所示.采用25kg真空感应炉冶炼，将铸锭锻造 热处理工艺：对含碳量较高、易于富碳的1#钢采取 成60mm×80mm×240mm的长方坯，然后重新加 淬火(Q)一临界区再加热(IQ1)一淬火-中低温 热到1250℃均匀化1h,1100℃开轧，经过6道次 等温处理(T1);对含碳量较低、不易富碳的2#钢 的轧制工艺轧成6mm厚的钢板.终轧温度为860 则采取正火(N)一临界淬火(IQ)一二次临界区再 ℃，轧后空冷至室温 加热(IQ-2)一淬火一中低温等温(T2)的热处理工 艺.在大量实验的基础上，将1#钢的临界淬火终止 表1实验用钢的化学成分（质量分数） 温度设定为300℃，2#钢的二次临界淬火终止温度 Table 1 Chemical composition of the tested steel 设定为260℃.同时，考虑到箱式电阻炉加热系数 钢号C Si Mn S P 偏低的特点6)，为了增加淬火等温过程中钢的碳 1# 0.22 1.32 1.91 0.0099 0.0050 2# 0.17 0.941.85 0.00720.0060 活度及其扩散系数，缩短保温时间，同时为了保证 钢自身的强度，将后续的中温等温温度在淬火终止 从钢坯上取中4mm×10mm圆柱形试样，采 温度的基础上进行了适当的提高.最终确定两类钢 用淬火变形膨胀仪DIL805A分别测得两类钢在平 的热处理工艺及相关参数如图1(a)、(b)中实线所 衡状态下的相变点TAca、TAc,、TMs和TMf,1#钢 示 (a) (b) 900℃.30min 900℃.30min 770℃，15min 760℃.60mi 750t,15min 水淬 水淬 空冷 350℃.15mim 水淬 水淬 360T℃，15min 300℃ 水淬 260:℃ 水淬 (Q) (1Q-1) (T1) (N) (IQ) (IQ-2)(T2) 图1热处理工艺示意图.(a)1#钢：(b)2#钢 Fig.1 Schematics of heat treatment processes:(a)1#steel;(b)2#steel 采用机加工把经过不同工艺处理后的试样制 试样.室温拉伸试验按照GB/T2282002进行，应 成标距为50mm的标准板拉伸试样和5mm×10 变速率为2.5×10-3s-1:室温冲击试验按照GB/T mm×55mm的标准小尺寸半厚夏比V型缺口冲击 2292007进行.从拉伸试样的夹持端切取样品
第 期 任勇强等 低碳多相钢的组织调控与力学性能 · 者 贝氏体相 结合的多相组织结构在提 高钢的塑韧 性方面的作用十分有效 采用不同的成分设计 以及 技术手段对钢中的多相组织进行调控 已成为当今的 研 究热点 。一 本文通过组织设计 的方式来揭 示低碳 多相钢 中残余奥氏体的调控技术路线 , 并对各类多相组织 的来源 、形貌特征及其对力学性能的影响展开详细 的论述 实验材料及方法 实验材料 从降低屈强 比和提高钢材综合强一塑性的角度 出发 , 为了满足大变形 、高深冲和高强度 、高塑性等 不同场合的技术需求 , 分别设计了屈服强度为 和 的两个不同级别的钢材 , 化学成分如表 中所示 采用 真空感应炉冶炼 , 将铸锭锻造 成 , 的长方坯 , 然后重新加 热到 ℃均匀化 , ℃开轧 , 经过 道次 的轧制工艺轧成 厚的钢板 终轧温度为 ℃, 轧后空冷至室温 表 实验用钢的化学成分 质量分数 , 钢 号 , 一 从钢坯上取 中 圆柱形试样 , 采 用淬火变形膨胀仪 分别测得两类钢在平 衡状态下的相变点 几 、几 , 、踢 , 和 黝 , 钢 分别为 、 、 和 ℃ , 钢分别 为 、 、 和 实验方法 根据 等 的有关研究 , 钢的前 处理 组织以及临界区再加热次数均能对钢的最终组织和 性能产生显著的影响 , 故而针对不 同的屈服强度设 计要求 , 将预设屈服 强度为 的 券多相 钢 的前处理组织设计为板条马氏体 可 由完全奥 氏 体化后淬火处理获得 , 预设屈服 强度为 的 多相钢的前处理组织设计为等轴铁素体 贝 氏体 可 由完全 奥 氏体化后 空冷 处理获得 同时 为了保证获得较低的屈服强度和足够多的残余奥 氏 体 , 钢 还需要通过 多次的临界区再加热处理来 实现两相区逆转变组织的进一步富碳 根据上述思 路 , 对具有不同含 量的两种钢分别采用 了不同的 热处理工艺 对含碳量较高 、易于富碳的 钢采取 淬火 一 临界区再加热 一 一 淬火 一 中低温 等温处理 对含碳量较低 、不易富碳 的 钢 则采取正火 一 临界淬火 一 二次临界区再 加热 一 一 淬火 一 中低温等温 的热处理工 艺 在大量实验的基础上 , 将 钢 的临界淬火终止 温度设定为 ℃, 钢 的二次临界淬火终止温度 设定为 ℃ 同时 , 考虑到箱式 电阻炉加热 系数 偏低的特点 , 为 了增加淬火等温过程中钢 的碳 活度及其扩散系数 , 缩短保温时间 , 同时为了保证 钢 自身的强度 , 将后续的中温等温温度在淬火终止 温度的基础上进行 了适当的提高 最终确定两类钢 的热处理工艺及相关参数如 图 、 中实线所 不 ℃ ℃ ℃ , ℃ 飞 水淬 适一 水淬 黔 , 丫 于严 图 热处理工艺示意图 钢 钢 一 采用机加工把经过不 同工艺处理后 的试样制 成标距 为 的标准板拉伸试样和 的标准小尺寸半厚夏比 型缺 口冲击 试样 室温拉伸试验按照 一 进行 , 应 变速率为 一“ 一' 室温冲击试验按照 一 进行 从拉伸试样的夹持端切取样 品
·594· 北京科技大学学报 第35卷 经研磨、抛光和3%硝酸·乙醇溶液侵蚀显示金相 晶界处形成细小的粒状逆转变奥氏体，而在马氏体 组织.利用配备了Oxford-EBSD成像系统的ZEISS 条界处则形成大量的针状逆转变奥氏体；此外，由 ULTRA-55型场发射扫描电镜(SEM/EBSD)对钢 于再加热温度较低，组织中仍保留着大量（约50%） 的檄观组织形貌以及残余奥氏体分布状况进行观察 的铁素体，这种组织一般呈细小的针状或颗粒状， 和表征，电子背散射衍射分析技术(EBSD)的扫描 且均匀地弥散分布，对奥氏体晶粒起切割作用.由 步长为0.12m.通过X射线衍射(XRD)对钢中 于自身的原始组织比较细小，经该温度等温处理的 的残余奥氏体量进行定量分析7-18，X射线衍射 1#钢经淬火至室温（图1(a)中所示工艺IQ-1)后易 仪使用日本理学公司的DMAx-RB12KV旋转阳极 于获得细小的针状铁素体(F)、针状以及粒状马氏 衍射仪，工作电压40kV,电流150mA,步宽为 体(M)组成的混合组织，如图3(a)所示.预处理 0.02° 组织为铁素体+贝氏体的2#钢在760℃加热时奥 氏体将优先在铁素体与贝氏体的交界面处形核并快 2实验结果及分析 速长进贝氏体，等贝氏体全部转变为奥氏体后，奥 为了清楚地描述图1(a)、(b)中所示热处理各阶 氏体再向其周边的铁素体中慢速长进.由于处在两 段中多相组织调控以及残余奥氏体的稳定化过程， 相区，铁素体不能完全转变为奥氏体，转变停止后， 采用扫描电镜对1#、2#钢各阶段处理之后所得组 在该温度下将获得铁素体与奥氏体的双相组织.由 织分别进行了表征. 于自身的原始组织比较粗大，2#钢在两相区保温时 2.1不同种类钢的预处理组织设计 倾向于生成块状的奥氏体与铁素体，该组织经随后 1#钢经900℃奥氏体化30min后淬火（图1(a) 的淬火至室温处理（图1(b)中所示工艺IQ)即可获 中所示工艺Q)以及2#钢经900℃奥氏体化30 得块状的马氏体(M)和铁素体(IF),如图3(b)所 mim后空冷（图1(b)中所示工艺N)所得的预处 示. 理组织分别如图2(a)和2(b)所示，图中F表示 采用Image-pro plus6.0对经临界区淬火处理 铁素体，B表示贝氏体.由图可见：1#钢经第一步 后的1#、2#钢中的铁素体（凹下的）与马氏体（凸 预处理后所得的组织为板条状的马氏体：而2#钢起的)两相比例进行了统计.由此推知770℃加热 经第一步预处理后则得到了由等轴铁素体和贝氏体15mn淬火后1#钢的铁素体比例约为54%，奥氏 所组成的双相组织，其原因可能是因为钢中较高的体比例约为46%：760℃加热60min淬火后2#钢 Mn含量(1.85%)抑制了冷却过程中珠光体的形成，的铁素体比例约为43%，奥氏体比例约为57%：两 从而使得该类钢通过空冷即可获得大量的贝氏体 类钢中的两相比例均接近50%.根据杠杆定律，可 组织 以算得该条件下1#钢奥氏体中碳的质量分数约为 0.45%,2#钢奥氏体中碳的质量分数约为0.28%.可 见，经过两相区处理，两类钢均实现了奥氏体中碳 的初步富集， 2#钢经过750℃二次临界区再加热淬火处理 (图1(b)中所示工艺IQ-2)后的微观组织结构形貌 4 um 4 pm 如图3(c)所示.可见，经过第二次临界区再加热 图21#经Q工艺处理(a)和2#钢经N工艺处理后(b)的 处理后的逆转变组织实现了进一步的细化.采用 微观组织形貌 Image-pro plus6.0统计得铁素体的比例约为57%， Fig.2 Microstructures of 1#steel after the process of Q(a) 马氏体的比例约为43%，根据杠杆定律算得750 and 2#steel after the process of N(b) ℃再加热状态下2#钢中奥氏体中碳的质量分数约 为0.37%.可见750℃的二次临界区再加热处理使 2.2临界区逆转变组织的调控以及常温条件下富 2#钢实现了碳的二次富集. 碳相的获得 根据相关研究，若要将奥氏体保留到室温，其 在上述预处理组织的基础上，将两钢分别加热 碳的质量分数应在0.95%以上29.所以，前面对 到如图1(a)、(b)所示的临界区再加热温度(1#钢 1#、2#钢的临界区再加热处理均不能达到使逆转 为770℃、2#钢为760℃)，并进行适当时间的保 变奥氏体稳定保留到室温的目的，故而需要通过 温(1#钢为15min、2#钢为60min)处理.在该温 进一步的碳富集处理来实现奥氏体在室温下的稳定 度下，预处理组织为马氏体的1#钢将在原奥氏体化
· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 经研磨 、抛光和 硝酸 一乙醇溶液侵蚀显示金相 组织 利用配备 了 一 成像系统的 一 型场发射扫描电镜 对钢 的微观组织形貌 以及残余奥氏体分布状况进行观察 和表征 , 电子背散射衍射分析技术 的扫描 步长为 卜 通过 射线衍射 对钢 中 的残余奥氏体量进行定量分析 一` 〕, 射线衍射 仪使用 日本理学公司的 一 旋转阳极 衍射仪 , 工作 电压 , 电流 , 步宽为 实验结果及分析 为了清楚地描述 图 、 中所示热处理各阶 段 中多相组织调控 以及残余奥 氏体的稳定化过程 , 采用扫描 电镜对 、 钢各阶段处理之后所得组 织分别进行 了表征 不同种类钢 的预处理组织设计 钢经 奥氏体化 后淬火 图 中所示工艺 以及 钢经 ℃奥氏体化 后空冷 图 中所示工艺 所得 的预处 理组织分别 如图 和 , 所示 , 图中 表示 铁素体 , 表示贝氏体 由图可见 钢经第一步 预处理后所得的组织为板条状的马氏体 而 钢 经第一步预处理后则得到了由等轴铁素体和贝氏体 所组成 的双相组织 , 其原因可能是因为钢中较高的 含量 抑制了冷却过程中珠光体的形成 , 从而使得该类钢通过 空冷 即可获得大量 的贝氏体 组织 图 经 工艺处理 和 钢经 工艺处理后 的 微观组织形貌 临界区逆转变组织的调控 以及常温条件下富 碳相 的获得 在上述预处理组织的基础上 , 将两钢分别加热 到如图 、 所示的临界区再加热温度 钢 为 ℃、 钢为 ℃ , 并进行适当时间的保 温 钢为 、 钢为 , 处理 在该温 度下 , 预处理组织为马氏体的 钢将在原奥 氏体 晶界处形成细小的粒状逆转变奥氏体 , 而在马 氏体 条界处则形成大量 的针状逆转变奥 氏体 此外 , 由 于再加热温度较低 , 组织 中仍保 留着大量 约 的铁素体 , 这种组织一般呈细小的针状或颗粒状 , 且均匀地弥散分布 , 对奥 氏体晶粒起切割作用 由 于 自身的原始组织 比较细小 , 经该温度等温处理的 钢经淬火至室温 图 中所示工艺 一 后易 于获得细小的针状铁素体 、针状 以及粒状马氏 体 组成 的混合组织 , 如 图 所示 预处理 组织为铁素体 贝氏体的 钢在 ℃加热时奥 氏体将优先在铁素体与贝氏体的交界面处形核并快 速长进贝氏体 , 等 贝氏体全部转变为奥 氏体后 , 奥 氏体再 向其周边的铁素体中慢速长进 由于处在两 相区 , 铁素体不能完全转变为奥 氏体 , 转变停止后 , 在该温度下将获得铁素体与奥氏体的双相组织 由 于 自身的原始组织比较粗大 , 钢在两相区保温时 倾 向于生成块状的奥氏体与铁素体 , 该组织经随后 的淬火至室温处理 图 中所示工艺 即可获 得块状 的马 氏体 和铁素体 , 如 图 所 不 采用 一 对经临界区淬火处理 后的 、 钢中的铁素体 凹下 的 与马氏体 凸 起 的 两相 比例进行 了统计 由此推 知 ℃加热 淬火后 钢 的铁素体比例约为 , 奥氏 体 比例约为 加热 , 淬火后 钢 的铁素体比例约为 , 奥 氏体 比例约为 两 类钢 中的两相 比例均接近 根据杠杆定律 , 可 以算得该条件下 钢奥 氏体 中碳 的质量分数约为 , 钢奥氏体中碳的质量分数约为 可 见 , 经过两相 区处理 , 两类钢均实现 了奥氏体中碳 的初步富集 钢经过 ℃二次临界区再加热淬火处理 图 中所示工艺 一 后 的微观 组织结构形貌 如图 所示 可见 , 经过第二次临界区再加热 处理后 的逆转变组织实现 了进 一步的细化 采用 一 统计得铁 素体的 比例约 为 , 马氏体 的比例约为 , 根据杠杆定律算得 ℃再加热状态 下 钢 中奥氏体 中碳的质量分数约 为 可见 ℃的二次临界区再加热处理使 钢实现 了碳 的二次富集 根据相关研究 , 若要将奥氏体保留到室温 , 其 碳 的质量分数应在 住 以上 阵 所 以 , 前面对 、 钢的临界区再加热处理均不能达到使逆转 变奥 氏体稳定保 留到室温的 目的 , 故而需要通过 进一步的碳富集处理来实现奥氏体在室温下的稳定 化
第5期 任勇强等：低碳多相钢的组织调控与力学性能 595, 2.3亚稳奥氏体的分解及常温下残余奥氏体的获得 由于仅凭上面的临界区再加热处理无法使所得 的逆转变奥氏体组织稳定保留到室温，该逆转奥氏 体在随后的淬火及等温过程中将发生相变和分解. 与上述工艺相对应的1#、2#钢最终临界淬火 4 um 阶段（即1#钢770℃临界区再加热后直接淬火至 室温(IQ-1)、2#钢750℃二次临界区再加热后直接 淬火至室温(IQ-2)的热膨胀曲线如图4(a)、(b)所 示.分别对两图中的曲线作切线，求出各热处理工 艺下1#和2#钢的马氏体转变开始温度TMs分别 4μ四 为272和226℃，马氏体转变终了温度TMr分别为 155和147℃.可见，经过临界区加热处理之后的 图31#和2#钢临界区再加热淬火后的微观组织形貌.(a) 两类钢的TMs和ITMr比平衡状态下有显著下降.这 I1Q-1工艺处理后的1#钢：(b)IQ工艺处理后的2#钢：(c)IQ 是由于临界区加热时铁素体与奥氏体两相共存，奥 2工艺处理后2#钢 氏体中碳含量提高，使得临界区逆转变奥氏体自身 Fig.3 Microstructure of 1#and 2#steel after critical region 的稳定性增加：此外，由于临界热处理可以细化奥 reheating and quenching:(a)1#steel after the treatment of 氏体晶粒，根据Yang和Bhadeshia2o的研究结 IQ-1:(b)2#steel after the treatments of IQ;(c)2#steel after 果，晶粒细化也有利于提高奥氏体自身的稳定性并 the treatments of IQ-2 引起TMs的降低. 0 40 (a) (b) 20 30 且20 -10 T=272℃ ?Ts=226℃ -20 -10 -30L -20 150200250300350400450 150 200 250300 350400 温度/℃ 温度/℃： 图41#和2#钢最终临界淬火阶段的热膨胀曲线.()1#钢770℃临界区再加热淬火；(b)2#钢750℃二次临界区再加热淬火 Fig.4 Dilatometric curves corresponding to the cooling step of 1#and 2#steels obtained after critical region reheating:(a)1# steel rcheating at 770 C and then quenching:(b)2#steel reheating at 750 C and then quenching 结合图1中工艺以及图4中的热膨胀实验的 进行15min的等温处理时，它们均呈现出缓慢且 结果，可知T1工艺下1#钢以及T2工艺下2#钢 明显的膨胀伸长（两者的膨胀量均超过了15um). 的淬火终止温度以及中低温等温温度均要高于实际 按照Speer等22的理论，在“限制条件碳准平衡 的Ms点.根据Song等2|的研究，在贝氏体区等 态”(constrained carbon paraequilibrium,CCE)情况 温时，奥氏体界面上的C浓度X以及C在奥 下，C由马氏体向奥氏体中的配分所造成的样品 氏体中的扩散系数DS要远高于贝氏体界面上的C 长度的变化应该远小于图5所示的膨胀量.结合 浓度x和C在贝氏体中的扩散系数D唱.由此 Santofimia等(1,23-24的研究可知，该长度的变化 可以推知1#钢和2#钢在各自的中温等温温度下，主要是由中温区等温过程中发生的贝氏体相变而引 都会发生C向残余奥氏体中的富集 发的.考虑到热膨胀样品的自身长度有1×104um, 由热膨胀实验所得1#钢T1工艺下、2#钢 中温区等温过程中两种样品在长度方向上的膨胀率 T2工艺下的中温区等温阶段(1#钢350℃等温15 均要小于0.2%（体积上的变化要更小），这说明中温 min.2#钢360℃等温15min)的时间-膨胀量曲 等温过程中奥氏体的分解在动力学是非常缓慢的. 线如图5中所示.由图可见，当两种钢在中温区 1#钢经770℃临界区再加热一淬火一350℃
第 期 任勇强等 低碳多相钢的组织调控与力学性能 · · 图 和 钢临界区再加热淬火后的微观组织形貌 一 一工艺处理后的 钢 工艺处理后的 钢 工艺处理后 钢 、 一 。, 一 , , 一 亚稳奥氏体的分解及常温下残余奥氏体的获得 由于仅凭上面的临界区再加热处理无法使所得 的逆转变奥氏体组织稳定保留到室温 , 该逆转奥氏 体在随后的淬火及等温过程中将发生相变和分解 与上述工艺相对应 的 、 钢最终临界淬火 阶段 即 钢 ℃临界区再加热后直接淬火至 室温 一 、 钢 ℃二次临界区再加热后直接 淬火至室温 一 的热膨胀 曲线如图 、 所 示 分别对两 图中的 曲线作切线 , 求 出各热处理工 艺下 和 钢的马氏体转变开始温度 瑞 。分别 为 和 ℃, 马氏体转变终了温度 玩 分别为 和 ℃ 可见 , 经过临界区加热处理之后的 两类钢的 玩 。和 黝 比平衡状态下有显著下降 这 是 由于临界区加热时铁素体与奥氏体两相共存 , 奥 氏体中碳含量提高 , 使得 临界区逆转变奥氏体 自身 的稳定性增加 此外 , 由于临界热处理可 以细化奥 氏体晶粒 饰 , 根据 和 的研究结 果 , 晶粒细化也有利于提高奥 氏体 自身的稳定性并 引起 踢 。的降低 一户 一入 ℃ ' 厂介一、,一“ ℃ 八马山 自曰 曰口门 训姿道日二 一 尝攀周︸日二 温度 ℃ 图 和 钢最终临界淬火阶段的热膨胀曲线 温度 笔 钢 ℃临界区再加热淬火 钢 ℃二次临界区再加热淬火 工川 , , 、 , 。 , , ℃ 结合图 中工艺 以及 图 中的热膨胀实验 的 结果 , 可知 工艺下 钢 以及 工艺下 钢 的淬火终止温度 以及 中低温等温温度均要高于实际 的 点 根据 等 夕` 的研究 , 在 贝氏体区等 温时, 奥氏体界面上的 浓度 、洲洲 以及 在奥 氏体中的扩散系数 写要远高于贝氏体界面上的 浓度 、吕今和 在贝氏体中的扩散系数 音 由此 可以推知 钢和 钢在各 自的中温等温温度下 , 都会发生 向残余奥 氏体 中的富集 由热膨胀实验所得 钢 工 艺下 、 钢 工艺下的中温 区等温阶段 钢 ℃等温 , 钢 ℃等温 的时间 一膨胀量 曲 线如图 中所示 由图可见 , 当两种钢 在中温 区 进行 的等温处理时 , 它们均呈现 出缓慢且 明显 的膨胀伸长 两者的膨胀量均超过 了 , 按照 等 脾 的理论 , 在 “限制条件碳准平衡 态 ,, , 情况 下 , 由马氏体 向奥 氏体中的配分所造成 的样 品 长度 的变化应 该远小于图 所示 的膨胀量 结合 等 ' `, 一“ 的研究可知 , 该长度 的变化 主要是 由中温区等温过程中发生的贝氏体相变而引 发的 考虑到热膨胀样品的 自身长度有 乎 卜 , 中温区等温过程中两种样品在长度方 向上的膨胀率 均要小于 体积上的变化要更小 , 这说 明中温 等温过程中奥 氏体 的分解在动力学是非常缓慢 的 钢经 ℃临界区再加热 一 淬火 一 ℃
.596 北京科技大学学报 第35卷 中低温等温(T1工艺)和2#钢经750℃二次临界 区再加热一淬火-360℃中低温等温(T2工艺)处 理后的微观组织形貌如图6(a)和(b)中所示.由图 中可见，前躯体为马氏体的T1钢中的铁素体大多 呈细针状，而前躯体为铁素体+贝氏体的T2钢中 的铁素体则大多呈近等轴的块状，前者的尺寸要远 4 um 4 um 小于后者.采用Image-pro plus6.0对两类钢中的 图6.1#和2#钢临界区再加热一淬火一中低温等温处理后 富碳相（即图中所示的白色突出相，一般为马氏体、 的傲观组织形貌.(a)1#钢T1工艺：(b)2#钢T2工艺 贝氏体或残余奥氏体)进行了统计，推知最终经T1 Fig.6 SEM images of 1#and 2#steels obtained by the pro 处理后的1#钢中的铁素体比例约为66%，富碳相 cess of critical region reheating,quenching and medium tem- 比例约为34%；最终经T2处理后的2#钢中的铁素 perature isothermal holding:(a)1#steel processed after the 体比例约为78%，富碳相比例约为22%.根据杠杆 process of Tl;(b)2#steel processed after the process of T2 定律算得，T1钢中富碳相中碳的平均质量分数约 为0.61%，T2钢中富碳相中碳的平均质量分数约为 为了更加直观地对1#、2#钢热处理各阶段中 0.70%.可见，淬火一中低温等温处理使临界区再 残余奥氏体的稳定化过程进行描述，采用X射线 加热所得的逆转变奥氏体实现了进一步的富碳，由 衍射对1#、2#钢各阶段处理后的残余奥氏体含量 于该两类钢的富碳相组织较细，在扫描电镜下很难 进行了分析，并采用电子背散射衍射分析技术分别 清晰地分辨出残余奥氏体、贝氏体以及马氏体，因 对经T1工艺处理之后的1#钢和T2工艺处理之后 此需要进一步通过电子背散射衍射分析技术等手段 的2#钢的残余奥氏体分布状况进行了研究，结果 对该多相组织进行研究和表征. 分别如图7和图8所示 20 T2 由X射线衍射结果可知：从Q,到IQ1,再 到T1,1#钢中残余奥氏体的质量分数显著升高（由 15 0%上升到5.5%，再上升到16.7%)：从，到1Q1, 到IQ2,再到T2,2#钢中残余奥氏体的质量分数也 上升明显（由0%上升到3%，上升到5.4%，再上升 到15.4%).经上述步骤处理之后，1#、2#钢逐步实 5 现了残余奥氏体在常温条件下的稳定化 图8为经T1工艺处理之后的1#钢以及经T2 0100200300400500600700800900 工艺处理之后的2#钢的电子背散射衍射分析结果， 时间/s 其中白色为残余奥氏体.在此需说明的是，由于受 图5T1和T2钢中温区等温阶段的时间-膨胀量曲线 到电子背散射衍射分析技术扫描步长的限制，在图 Fig.5 Time-length expansion curves for both of Tl and T2 中无法标定出尺寸在0.12以下的奥氏体，因此 steels during the medium temperature isothermal holding pro- 图中所反映出的残余奥氏体量要低于实际样品中的 cess 含量.由图可见，到经过T1和T2处理之后的样品 中残余奥氏体均呈现出弥散分布的特征，在外观上， 通过将图6与图3中前躯体组织进行比较可以 这些残余奥氏体往往呈球状或者短针状.此外，在 看出，由临界区逆转变奥氏体经淬火一中低温等 原奥氏体晶界处以及晶内一些残余奥氏体的周围还 温处理所得的富碳相，较之临界区逆转变奥氏体直 常常伴生粒状或者针状的深色低Kikuchi Bands衬 接淬火所得的富碳相在尺寸上要更加细化：结合前 度BC值区域.结合有关研究可知，这些区域中衬度 面的统计数据，经淬火一中低温等温处理所得富 较深的部分可能是在中低温等温过程中所得到的具 碳相在比例上也要远低于逆转变奥氏体经直接淬火 有高密度位错的贝氏体21,24.中低温等温过程中， 所保留的富碳相.在外观上看起来，淬火一中低温 这些组织负责向周围的奥氏体中排碳而使其更加稳 等温处理所得的富碳相与逆转变奥氏体经直接淬火 定.衬度较浅的部分则可能是在最后的冷却过程中 所保留的富碳相的取向及分布非常相似，这也间接 所得到的新鲜（二次）马氏体22.24.采用Image- 说明该富碳相是由临界区逆转变奥氏体分解所得. Pro Plus6.0对图8(a)和8(b)原始图片中残余奥氏
· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 中低温等温 工艺 和 钢经 ℃二次临界 区再加热 一 淬火 一 ℃中低温等温 工艺 处 理后的微观组织形貌如 图 和 中所示 由图 中可见 , 前躯体为马氏体的 钢中的铁素体大多 呈细针状 , 而前躯体 为铁素体 贝氏体的 钢中 的铁素体则大多呈近等轴的块状 , 前者的尺寸要远 小于后者 采用 一 对两类钢 中的 富碳相 即图中所示 的白色突出相 , 一般为马氏体 、 贝氏体或残余奥氏体 进行了统计 , 推知最终经 处理后 的 钢中的铁素体 比例约为 , 富碳相 比例约为 最终经 处理后的 钢中的铁素 体 比例约为 , 富碳相 比例约为 根据杠杆 定律算得 , 钢 中富碳相 中碳的平均质量分数约 为 , 钢 中富碳相中碳的平均质量分数约为 可见 , 淬火 一 中低温等温处理使临界区再 加热所得的逆转变奥 氏体实现 了进一步的富碳 , 由 于该两类钢 的富碳相组织较细 , 在扫描 电镜下很难 清晰地分辨 出残余奥 氏体 、 贝氏体 以及马 氏体 , 因 此需要进一步通过电子背散射衍射分析技术等手段 对该多相组织进行研究和表征 图 和 钢临界区再加热 一 淬火 一 中低温等温处理后 的微观组织形貌 钢 工艺 钢 工艺 笋 , ,。 卜 , 、 一 卜 , 为 了更加直观地对 、 钢热处理各阶段 中 残余奥 氏体的稳定化过程进行描述 , 采用 射线 衍射对 、 钢各阶段处理后的残余奥 氏体含量 进行 了分析 , 并采用电子背散射衍射分析技术分别 对经 工艺处理之后的 钢和 工艺处理之后 的 钢 的残余奥 氏体分布状况进行 了研究 , 结果 分别如图 和 图 所示 由 射线衍射结果可 知 从 , 到 , 再 到 , 钢 中残余奥氏体的质量分数显著升高 由 上升到 , 再上升到 从 , 到 , 到 , 再到 , 钢中残余奥氏体的质量分数也 上升明显 由 。 上升到 , 上升到 , 再上升 到 巧 经上述步骤处理之后 , 、 钢逐步实 现 了残余奥氏体在常温条件下的稳定化 图 为经 工艺处理之后的 钢 以及经 工艺处理之后的 钢的电子背散射衍射分析结果 , 其中白色为残余奥 氏体 在此需说明的是 , 由于受 到电子背散射衍射分析技术扫描步长的限制 , 在图 中无法标定 出尺寸在 四 以下的奥氏体 , 因此 图中所反映出的残余奥 氏体量要低于实际样品中的 含量 由图可见 , 到经过 和 处理之后的样品 中残余奥氏体均呈现出弥散分布的特征 , 在外观上 , 这些残余奥 氏体往往呈球状或者短针状 此外 , 在 原奥氏体晶界处 以及晶内一些残余奥氏体的周围还 常常伴生粒状或者针状的深色低 衬 度 值 区域 结合有关研究可知 , 这些区域中衬度 较深的部分可能是在中低温等温过程 中所得到的具 有高密度位错的贝氏体 `,叫 中低温等温过程 中 , 这些组织负责向周围的奥氏体中排碳而使其更加稳 定 衬度较浅的部分则可能是在最后的冷却过程中 所得到的新鲜 二次 马 氏体 即 · 采用 。 , 对 图 和 原始图片中残余奥 氏 一声 巴」︸ 当遵叫州﹄` 时间 、 图 和 钢 中温区等温阶段 的时间一膨胀量曲线 · 一 通过将图 与图 中前躯体组织进行比较可以 看 出 , 由临界区逆转变奥 氏体经淬火 一 中低温等 温处理所得的富碳相 , 较之临界区逆转变奥氏体直 接淬火所得的富碳相在尺寸上要更加细化 结合前 面 的统计数据 , 经淬火 一 中低温等温处理所得富 碳相在 比例上也要远低于逆转变奥氏体经直接淬火 所保留的富碳相 在外观上看起来 , 淬火 一 中低温 等温处理所得的富碳相与逆转变奥 氏体经直接淬火 所保留的富碳相的取 向及分布非常相似 , 这也间接 说 明该富碳相是 由临界区逆转变奥 氏体分解所得
第5期 任勇强等：低碳多相钢的组织调控与力学性能 ,597. 体的尺寸分布进行研究.结果表明，分别经T1和 induced plasticity effect,TRIP效应)，残余奥氏体的 T2处理之后的1#、2#钢中90%以上的残余奥氏 尺寸应为0.01~1m,尺寸过大和过小的残余奥氏 体晶粒在宽度方向上的尺寸为0.12~1m(T1钢为 体都不能使钢获得良好的力学性能.综上所述，经 95%,T2钢为97%).这表明临界区再加热一淬火T1和T2工艺处理之后的1#、2#钢中所得的残余 中低温等温处理是获得小尺寸(<1m)残余奥 奥氏体绝大多数尺寸在1m以内，数量多、分布 氏体的一种行之有效的工艺方法.根据文献25-26， 广的小尺寸残余奥氏体的存在，确保了该类钢在拉 为获得良好的相变诱导塑性效应(transformation- 伸过程中能够发生明显的TRIP效应. 3500 (211a 4500, 211)a 3000 4000 3500 (200)t 数2500 (200)。 2000 (200) 1500 袋2000(200)， (311) 1500 1000 (220) (220)、 (311) TI 1000 T2 500 IQ-1 IQ-2 500 0 Q IQ 50 6070 80 90 100 50 60 7080 90 100 28/() 29/() 图7不同工艺下1#、2#钢的X射线衍射谱.(a)1#钢Q、IQ1以及T1工艺：(b)2#钢N,1Q、IQ-2以及T2工艺 Fig.7 XRD patterns of 1#steel after the process of Q,IQ-1 and T1(a),and 2#steel after the process of N,IQ,IQ-2 and T2 (b) b 4μm 图8不同工艺下1#和2#钢中残余奥氏体分布状况的电子背散射衍射照片.(a)T1工艺下的1#钢：(b)T2工艺下的2#钢 Fig.8 EBSD images showing the distribution of retained austenite for 1#and 2#steel treated at different processes:(a)1# steel after the process of Tl:(b)2#steel after the process of T2 2.4两类钢不同处理工艺下的力学性能汇总 导致该两类钢的强塑积均超过27GPa%.在冲击韧 性方面，T1处理的1#钢和T2处理的2#钢由于组 表2给出了1#、2#钢不同热处理阶段下的力 织中弥散分布的残余奥氏体软性相的作用，能够在 学性能.由表中可见，强度方面，1#钢经Q工艺可以 冲击过程中吸收更多的能量，从而使得其冲击韧性 获得最高的抗拉及屈服强度，IQ-1工艺下的1#钢 远好于其他工艺钢. 次之，T1工艺下的1#钢最低：2#钢经1Q处理可以 根据表2中的数据，结合前面的扫描电镜和 获得最高的抗拉和屈服强度，经Q-2处理的2#钢 X射线衍射分析，可知1#钢经900℃奥氏体化30 次之，经N以及T2处理后的2#钢的抗拉强度以 min后直接淬火(Q)处理所得的组织为全马氏体， 及屈服强度最低.从表中可以很容易的看出：经不故而可以获得最高的抗拉强度和屈服强度：后续的 同阶段处理后的1#和2#钢的强塑积与其断后伸长 770℃再加热15min后淬火(IQ-1)处理，可以使该 率的变化趋势相一致，断后伸长率高的钢，其强塑 钢获得由50%的铁素体及50%的马氏体所组成的双 积也大：与其他热处理工艺不同，经T1和T2处理 相组织，由于硬相马氏体以及软相铁素体的共同作 后的1#、2#钢的均匀延伸性能有质的提高，从而用，使该双相钢在保持较高抗拉强度的前提下大大
第 期 任勇强等 低碳多相钢的组织调控与力学性能 体 的尺寸分布进行研究 结果表 明 , 分别经 和 处理之后的 、 钢中 以上的残余奥 氏 体晶粒在宽度方 向上的尺寸为 、 卜 钢为 , 钢为 这表 明临界区再加热 一 淬火 一 中低温等温 处理是获得小尺寸 脚 残余奥 氏体的一种行之有效的工艺方法 根据文献 一 , 为获得 良好的相变诱导塑性效应 ' , 效应 , 残余奥氏体的 尺寸应为 卜 , 尺寸过大和过小的残余奥氏 体都不能使钢获得 良好的力学性能 综上所述 , 经 和 工艺处理之后 的 、 钢 中所得的残余 奥氏体绝大 多数尺寸在 卜 以内 , 数量多 、 分布 广的小尺寸残余奥氏体 的存在 , 确保了该类钢在拉 伸过程中能够发生明显 的 效应 曰 剑到功 〔 、 … … 「 一瓦 一邢 , 〔 书另巡艺攀︵ 另七侧攀︵︶ 八“ — 一一 一 一 一 , 图 不同工艺下 、 钢的 射线衍射谱 钢 、 一 以及 工艺 钢 、 、 一 以及 工艺 一 , , , 一 图 不同工艺下 和 钢中残余奥氏体分布状况的电子背散射衍射照片 工艺下的 钢 工艺下的 钢 两类钢不 同处理工艺下的力学性能汇总 表 给 出 了 、 钢 不 同热 处 理 阶段 下 的力 学性能 由表中可见 , 强度方面 , 钢经 工艺可以 获得最高的抗拉及屈服强度 , 一 工艺下 的 钢 次之 , 工艺下的 钢最低 钢经 处理可以 获得最高的抗拉和屈服强度 , 经 一 处理的 钢 次之 , 经 以及 处理后的 券钢 的抗拉强度 以 及屈服强度最低 从表 中可以很容易的看出 经不 同阶段处理后的 和 钢的强塑积与其断后伸长 率的变化趋势相一致 , 断后伸长率高的钢 , 其强塑 积也大 与其他热处理工艺不同 , 经 和 处理 后的 、 钢 的均匀延伸性能有质的提高 , 从而 导致该两类钢的强塑积均超过 在冲击韧 性方面 , 处理的 钢和 处理的 钢由于组 织中弥散分布的残余奥氏体软性相的作用 , 能够在 冲击过程中吸收更多的能量 , 从而使得其冲击韧性 远好 于其他工艺钢 根据表 中的数据 , 结合前面的扫描 电镜和 射线衍射分析 , 可知 钢经 ℃奥氏体化 后直接淬火 处理所得 的组织为全马 氏体 , 故而可 以获得最高的抗拉强度和屈服强度 后续的 ℃再加热 后淬火 一 处理 , 可 以使该 钢获得 由 的铁素体及 的马氏体所组成的双 相组织 , 由于硬相马 氏体 以及软相铁素体的共同作 用 , 使该双相钢在保持较高抗拉强度的前提下大大
.598 北京科技大学学报 第35卷 降低了自身的屈服强度，但由于淬火所引发的针状 的存在使得钢具有1200MPa以上的抗拉强度：后 软硬相交界处内应力过大，导致该双相组织的脆性 续的二次750℃再加热15min后淬火(IQ-2)处理， 变大，冲击韧性下降：最终的770℃再加热一淬火 使钢获得了约60%的铁素体和40%的马氏体，随软 一350℃中低温等温处理(T1)处理，可以使1#钢获 相铁素体的增多，钢的均匀延伸率和断后伸长率均 得由残余奥氏体、铁素体、贝氏体以及马氏体所组 有了较大的提高，同时，钢的抗拉强度以及屈服强 成的多相组织，由于软相残余奥氏体以及铁素体的度也因硬相马氏体的减少而略有下降；最终的750 共同作用，使该类钢获得了较高的均匀延伸性能，℃再加热一淬火一360℃中低温等温处理(T2)处 从而提高了钢的断后延伸性能，此外，由于硬相贝 理，可以使钢获得由残余奥氏体、铁素体、贝氏体以 氏体及马氏体的存在，该类钢在保持很高塑性的前 及马氏体所组成的多相组织，由于软相残余奥氏体 提下，仍保持了900MPa以上的抗拉强度，从而 和铁素体的共同作用，保证了钢具有23%以上的均 使得T1钢获得了30GPa%以上的强塑积.2#钢经 匀延伸率和30%以上的断后伸长率，此外，组织中 900℃奥氏体化30min后空冷(N)处理后得到了由 还存有少量的贝氏体和马氏体，保证了钢具有800 贝氏体及铁素体所组成的双相组织，铁素体可以保 MPa以上的抗拉强度，从而使得T2钢获得了27 证钢具有较高的塑性，贝氏体可以保证钢具有较高 GPa%以上的强塑积.冲击韧性方面，经I1Q和IQ-2 的抗拉强度，从而使得钢在空冷状态下仍然获得了 处理的2#钢的常温半厚冲击韧度值都很低.究其 800MPa以上的抗拉强度，但由于该类钢通过空冷 原因，可能还是与其组织中保留了大量沿原奥氏体 即能得到大量的大尺寸贝氏体硬质相（见图2(b), 晶界分布的大尺寸马氏体（由临界区逆转变奥氏体 大块硬质相的存在导致了钢的冲击韧性不佳；后续 水淬获得，见图3(b)和3(c)有关.此外，由于该 的760℃再加热60min后淬火(IQ)处理，可以使钢 两类钢都是从两相区直接淬火而得到，没有经过后 获得约40%的铁素体和60%的马氏体，铁素体保证续的回火处理，在马氏体铁素体的交界处也会存 了钢具有较高的均匀延伸性能，同时铁素体中保留 在很大的内应力，这会加快冲击时裂纹的萌生和拓 了大量的由淬火内应力而引发的高密度位错，而使 展，从而降低钢的冲击韧性 得钢具有600MPa以上的屈服强度，硬质相马氏体 表21#和2#两种钢不同热处理阶段下的力学性能 Table 2 Mechanical properties of 1#and 2#steels after different stages of heat treatment 钢种处理工艺Rm/MPa Rpo0.2/MPa Rpo0.2/Rm Agt/%A/% R×A/(MPa%)Aky/J(20℃) Q 1724 1260 0.73 4.4 11.8 20343.2 15 1# IQ-1 1462 704 0.48 10.8 10.8 15789.6 T1 1010 752 0.74 21.1 30 30300 0 N 846 444 0.52 14.9 22 18612 14 2# 包 1239 668 0.54 8.3 13 16107 中 IQ-2 1097 617 0.56 10.5 16 17552 2 T2 812 502 0.62 23.8 34 27608 注：Rm一抗拉强度：Rp0,2一屈服强度：Rp0.2/Rm一屈强比：Ag一均匀延伸率：A-总延伸率；Rm×A一强塑积：Akv-V口 夏比冲韧性，冲击韧性为半厚尺寸样品的数据 与针状铁素体基体的T1钢相比，具有近等轴 该类钢可以用作抗变形、抗碰撞的钢材：相比于T1 的块状铁素体基体的T2钢尽管抗拉强度和屈服强 钢，T2钢的抗拉强度、屈服强度以及屈强比更低， 度稍低，但该钢具有更高的均匀延伸率和断后伸长 可以应用于需要大变形、高深冲来成型的钢材领域. 率，这可能与近等轴状铁素体在拉伸过程中可能更 3结论 有利于吸收拉伸变形过程中所产生的畸变能，导致 传递给残余奥氏体的内应力相对较小而延缓了其相 (1)对含碳量较高的0.23C-1.9M-1.3Si钢，采 变的发生，从而推迟了该类钢颈缩的发生有关.该 用900℃完全奥氏体化后淬火的热处理工艺获得了 推断有待于通过进一步的实验证实 板条状的马氏体前处理组织，随后的770℃临界区 结合表2中对T1、T2两种钢的性能分析，可 再加热一淬火一350℃等温处理，使该类钢在马氏 知T1钢具有高屈服、高抗拉和高强塑积的性能， 体前驱体的基础上获得了由针状铁素体、贝氏体
· 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 降低 了 自身的屈服强度 , 但 由于淬火所 引发的针状 软硬相交界处内应力过大 , 导致该双相组织的脆性 变大 , 冲击韧性下降 最终的 ℃再加热 一 淬火 一 ℃中低温等温处理 处理 ,可 以使 钢获 得 由残余奥氏体 、铁素体 、贝氏体以及马氏体所组 成的多相组织 , 由于软相残余奥氏体以及铁素体的 共 同作用 , 使该类钢获得了较高的均匀延伸性能 , 从而提高了钢 的断后延伸性能 此外 , 由于硬相 贝 氏体及马氏体的存在 , 该类钢在保持很高塑性的前 提下 , 仍保持 了 以上 的抗 拉强度 , 从而 使得 钢获得了 以上的强塑积 钢经 ℃奥氏体化 后空冷 处理后得到了由 贝氏体及铁素体所组成的双相组织 , 铁素体可 以保 证钢具有较高的塑性 , 贝 氏体可以保证钢具有较高 的抗拉强度 , 从而使得钢在空冷状态下仍然获得 了 以上的抗拉强度 , 但 由于该类钢通过空冷 即能得到大量 的大尺寸贝氏体硬质相 见图 , 大块硬质相的存在导致了钢的冲击韧性不佳 后续 的 ℃再加热 后淬火 处理 , 可以使钢 获得约 的铁素体和 的马 氏体 , 铁素体保证 了钢具有较高的均匀延伸性能 , 同时铁素体中保留 了大量 的由淬火 内应力而引发的高密度位错 , 而使 得钢具有 以上的屈服强度 , 硬质相马氏体 的存在使得钢具有 以上的抗拉强度 后 续的二次 ℃再加热 后淬火 一 处理 , 使钢 获得了约 的铁素体和 的马氏体 , 随软 相铁素体的增多 , 钢 的均匀延伸率和断后伸长率均 有了较大的提高 , 同时 , 钢的抗拉强度 以及屈服强 度也因硬相马氏体的减少而略有下降 最终的 ℃再加热 一 淬火 一 ℃中低温等温处理 处 理 , 可 以使钢获得 由残余奥氏体 、铁素体 、贝氏体以 及马氏体所组成 的多相组织 , 由于软相残余奥氏体 和铁素体的共 同作用 , 保证了钢具有 以上的均 匀延伸率和 以上的断后伸长率 , 此外 , 组织中 还存有少量的贝氏体和马 氏体 , 保证 了钢 具有 以上的抗拉强度 , 从而使得 钢获得 了 以上的强塑积 冲击韧性方面 , 经 和 一 处理 的 钢 的常温半厚冲击韧度值都很低 究其 原因 , 可能还是与其组织中保留了大量沿原奥氏体 晶界分布 的大尺寸马氏体 由临界区逆转变奥 氏体 水淬获得 , 见 图 和 有关 此外 , 由于该 两类钢都是从两相区直接淬火而得到 , 没有经过后 续的回火处理 , 在马 氏体一铁素体的交界处也会存 在很大的内应力 , 这会加快冲击时裂纹的萌生和拓 展 , 从而降低钢 的冲击韧性 表 和 两种钢不同热处理阶段下的力学性能 减 罗 , 钢种 处理工艺 凡 七 · ℃ 匕口一八 洲 ` 一 一巳。︸代以几一巴只,﹄`﹃ 一 一 注 一 抗拉强度 一 屈服强度 一 屈强比 一 均匀延伸率 一 总延伸率 凡 , 滩一 强塑积 瓜 、 夏比冲韧性 , 冲击韧性为半厚尺寸样 品的数据 一 口 与针状铁素体基体的 钢相 比 , 具有近等轴 的块状铁素体基体的 钢尽管抗拉强度和屈服强 度稍低 , 但该钢具有更高的均匀延伸率和断后伸长 率 , 这可能与近等轴状铁素体在拉伸过程中可能更 有利于吸收拉伸变形过程 中所产生的畸变能 , 导致 传递给残余奥 氏体的内应力相对较小而延缓 了其相 变的发生 , 从而推迟了该类钢颈缩的发生有关 该 推断有待于通过进一步 的实验证实 结合表 中对 、 两种钢的性能分析 , 可 知 钢 具有高 屈服 、 高抗拉和高强塑积的性能 , 该类钢可 以用作抗变形 、抗碰撞 的钢材 相比于 钢 , 钢 的抗拉强度 、 屈服强度 以及屈强比更低 , 可 以应用于需要大变形 、高深冲来成型的钢材领域 结 论 对含碳量较高的 一 卜 钢 , 采 用 ℃完全奥 氏体化后淬火的热处理工艺获得了 板条状 的马氏体前处理组织 , 随后的 ℃临界区 再加热 一 淬火 一 ℃等温处理 , 使该类钢在马氏 体前驱体的基础上获得了 由针状铁素体 、 贝氏体
第5期 任勇强等：低碳多相钢的组织调控与力学性能 599· 马氏体以及残余奥氏体组成的多相组织.该多相组 chanical properties of 2200 MPa grade ultra-high strength 织钢的抗拉强度超过了10O0MPa,屈服强度超过 low alloy steels.Ordnance Mater Sci Eng.2006,29 (2): 了750MPa,强塑积超过了30GPa%. 吧 (2)对含碳量较低的0.17C-1.9Mn-0.9Si钢，首 (范长刚，董瀚，时捷，等.2200MPa级超高强度低合 先采用900℃完全奥氏体化后空冷的热处理工艺获 金钢的组织和力学性能.兵器材料科学与工程，2006,29 (2):31) 得了铁素体+贝氏体的前处理组织，随后的760℃ [10 Thomas G A.Speer J G,Matlock D K.Quenched and par- 临界区再加热使其获得了由铁素体+马氏体所组 titioned microstructures produced via Gleeble simulations 成的前驱体组织，最终的750℃再加热一淬火一 of hot-strip mill cooling practices.Metall Mater Trans A, 360℃等温处理同样可以使其获得由块状铁素体， 2011,42(12):3652 贝氏体、马氏体以及残余奥氏体组成的多相组织 (11 Santofimia M J.Nguyen-Minh T,Zhao L,et al.New low 该多相组织钢的抗拉强度超过了8O0MPa,屈服强 carbon Q&P steels containing film-like intercritical ferrite. 度超过了500MPa,强塑积超过了27GPa%. Mater Sci Eng A,2010,527(23):6429 (3)通过上述的组织设计及调控工艺，两类钢 [12]Lee H,Koh HJ,Seo C H.et al.Microstructure and tensile 中的残余奥氏体呈现出弥散分布于原奥氏体晶界和 properties of hot-rolled Fe-C-Mn-Si-Cu multiphase steel. 相界等处的特点，其在钢中的体积分数均超过15%， Scripta Mater,2008,59(1):83 [13]Girault E,Jacques P,Harlet P,et al.Metallographic 数量多、分布广的小尺寸残余奥氏体的存在，确保 methods for revealing the multiphase microstructure of 了该类钢在拉伸过程中能够发生明显的TRIP效 TRIP-assisted steels.Mater Charact,1998,40(2):111 应，从而保证两类多相热处理钢均实现强度与塑性 [14]Ray A,Dhua S K.Microstructural manifestations in color: 的优良结合 some applications for steels.Mater Charact,1996,37(1): 1 参考文献 [15]Morris J W,Guo Z.Krenn C R,et al.The limits of strength and toughness in steel.ISIJ Int,2001,41(6): [1]Burrier H.Properties and Selection of Iron Steels and 599 High Performance Alloys.Ohio:ASM International.1987 [16]Hu G L,Xie X W.Heat Treatment of Steel.Xi'an:North- [2 Chakraborty J,Chattopadhyay PP.Bhattacharjee D,et western Polytechnical University Press,1993 al.Microstructural refinement of bainite and martensite (胡光立，谢希文，钢的热处理，西安：西北工业大学出版 for enhanced strength and toughness in high-carbon low- 社，1993) alloy steel.Metall Mater Trans A.2010.41(11):2871 [17]Cullity B D.Elements of X-ray Diffraction.Mas- [3 Wang X D,Guo Z H.Rong Y H.Mechanism exploration sachusetts:Addison-Wesley,1967 of an ultrahigh strength steel by quenching-partitioning- [18]Fan X.Metallic X-ry Physics.Beijing:Mechanical In- tempering process.Mater Sci Eng A,2011,529:35 dustry Press,1989 [4]Liu H P.Lu X W,Jin X J.et al.Enhanced mechanical (范雄.金属X射线学，北京：机械工业出版社，1989) properties of a hot stamped advanced high-strength steel (19]Van Der Zwaag S,Zhao L,Kruijver S O,et al.Ther- treated by quenching and partitioning process.Scripta mal and mechanical stability of retained austenite in Mater,2011,64(8):749 aluminum-containing multiphase TRIP steels.ISIJInt, 15]Mukherjee M,Mohanty O N,Hashimoto S I,et al.Strain- 2002,42(12:1565 induced transformation behaviour of retained austenite [20 Yang H S,Bhadeshia H K D H.Austenite grain size and and tensile properties of TRIP-aided steels with different the martensite-start temperature.Scripta Mater,2009, matrix microstructure.ISIJ /nt,2006,46(2):316 60(7:493 [6]Young C H,Bhadeshia H K D H.Strength of mixtures of [21]Song WW,Prahl U.Bleck W.et al.Phase-field sim- bainite and martensite.Mater Sci Technol,1994.10(3): ulations of bainitic phase transformation in 100CR6 / 209 Materials Fabrication,Properties,Characterization,and [7]Caballero F G,Bhadeshia H K D H.Very strong bainite. Modeling.Vol.2.San Diego,2011:417 Curr Opin Solid State Mater Sci.2004,8(3/4):251 [22]Speer J G.Edmonds D V,Rizzo F C,et al.Partitioning 8]Caballero F G,Bhadeshia H K D H,Mawella K J A,et al. of carbon from supersaturated plates of ferrite,with appli- Very strong low temperature bainite.Mater Sci Technol. cation to steel processing and fundamentals of the bainite 2002,18(3):279 transformation.Curr Opin Solid State Mater Sci,2004, 9 Fan C G,Dong H,Shi J,et al.Microstructure and me- 8(3/4):219
第 期 任勇强等 低碳多相钢的组织调控与力学性能 马 氏体 以及残余奥 氏体组成的多相组织 该多相组 织钢的抗拉强度超过了 , 屈服强度超过 了 , 强塑积超过 了 对含碳量较低的 。 一 一。 钢 , 首 先采用 ℃完全奥 氏体化后空冷的热处理工艺获 得了铁素体 十 贝氏体的前处理组织 , 随后的 ℃ 临界区再加热使其获得 了由铁素体 马 氏体所组 成的前驱体组织 , 最终的 ℃再加热 一 淬火 一 ℃等温处理 同样可以使其获得 由块状铁素体 、 贝氏体 、 马 氏体 以及残余奥 氏体组成 的多相组织 该多相组织钢 的抗拉强度超过了 , 屈服强 度超过了 , 强塑积超过 了 通过上述的组织设计及调控工艺 , 两类钢 中的残余奥氏体呈现出弥散分布于原奥 氏体晶界和 相界等处的特点 , 其在钢中的体积分数均超过 , 数量 多 、分布广的小尺寸残余奥 氏体的存在 , 确保 了该类钢在 拉伸过程 中能够发生明显的 效 应 , 从而保证两类 多相热处理钢均实现强度与塑性 的优 良结合 』 【 【 【 参 考 文 献 【 【 回 【 【 【 【 , “。 。 可 飞〕。 云。。 爪夕 咖 二 二 。 刀、 , , , , , 盯 , ,一 ,一 一 叮 对 盯 了了 之几 , 〕 , , 一 、 饰 、 一 亡。 几 , , , , , 一 一 一 一 代 , , , , 。 飞 一 , , , , 对 。 几 二 , , 飞 · 伪 ,丫 ` 乙亡 亡二 , , , 、 , , 了 几 几 , , , , , 、 」 」 〕 【 【 一 记二二 召 夕, , 范长刚 , 董瀚 时捷 , 等 级超 高强度低合 金钢的组织和力学性能 兵器材料科学与工程 , , , 、 , , 一 对 。 乃 飞几 , , 一 , , 一 。 二 , , , , 一 一 一入 一 一 叩 对 几 , , , , 一 云 二 亡, , 盯 、 对 云。 , , , , , 玩 , , , 亡乃笼 艺。 云 ' 鞭 , 胡光立 , 谢希文 , 钢的热处理 西安 西北工业大学出版 社 , 艺 一二军 谚 。· 飞一 一叭飞 , 亡 乞 一 夕 万葱 , , 范雄 金属 射线学 北京 机械工业 出版社 , , , , 一 一 玩 亡, 、 , , 一 一 一 甲 爪 , 一 `, 正 , 已 汽 亡 几, 阳 , 云乞。几, 几 对 已 几夕, 饰 , , , 一 , 凸 乙伴 艺 ,
.600 北京科技大学学报 第35卷 [23 Santofimia M J,Zhao L,Petrov R,et al.Microstructural tion.Metall Mater Trans A,2009,40(1):46 development during the quenching and partitioning pro- [25]Bai D Q,Chiro A D,Yue S.Stability of retained austenite cess in a newly designed low-carbon steel.Acta Mater, in a Nb microalloyed Mn-Si TRIP steel.Mater Sci Forum, 2011,59(15):6059 1998,284-286:253 [24]Santofimia M J,Zhao L,Sietsma J.Microstructural evolu-[26]Wang J J,Van Der Zwaag S.Stabilization mechanisms tion of a low-carbon steel during application of quenching of retained austenite in transformation-induced plasticity and partitioning heat treatments after partial austenitiza- steel.Metall Mater Trans A,2001,32(6):1527
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