低碳硅錳鋼I&Q&P處理中C，Mn元素配分綜合作用

田亞強(qiáng),張宏軍,陳連生,宋進(jìn)英,魏英立，張健楊

(華北理工大學(xué) 河北省現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063009)

?

低碳硅錳鋼I&Q&P處理中C，Mn元素配分綜合作用

田亞強(qiáng),張宏軍,陳連生,宋進(jìn)英,魏英立，張健楊

(華北理工大學(xué) 河北省現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063009)

采用EMPA，SEM和XRD等手段，研究低碳硅錳鋼在雙相區(qū)保溫淬火(I&Q)、雙相區(qū)保溫+奧氏體化+鹽浴配分(I&Q&P)和奧氏體化+鹽浴配分(Q&P)工藝中的C，Mn元素配分行為及對(duì)殘余奧氏體的綜合作用。結(jié)果表明：經(jīng)I&Q工藝處理后，得到馬氏體、鐵素體加少量殘余奧氏體混合組織，C，Mn在馬氏體中出現(xiàn)了富集，并且C富集程度高于Mn；經(jīng)I&Q&P工藝處理后，C，Mn在板條馬氏體中呈現(xiàn)不均勻分布，C的局部富集現(xiàn)象更明顯，按C，Mn含量的不同，馬氏體可分為“高C高M(jìn)n”、“高C低Mn”和“低C低Mn”3種；相比較Q&P工藝中只有C配分作用穩(wěn)定殘余奧氏體，I&Q&P工藝在C，Mn配分綜合作用下，能得到更多的殘余奧氏體。

低碳硅錳鋼；I&Q&P工藝；C配分；Mn配分；綜合作用

隨著汽車(chē)使用量的增加，出現(xiàn)了一系列環(huán)境和安全問(wèn)題，而提高車(chē)身材料的強(qiáng)度是較有效的解決途徑之一[1,2]。鑒于此，近年來(lái)對(duì)汽車(chē)用高強(qiáng)鋼的研究不斷深入[3-5]。繼第一代[6]和第二代[7]高強(qiáng)鋼之后， Speer等提出了一種新型熱處理工藝：淬火(Quenching)+C配分(Partitioning)，即Q&P工藝[8,9]。經(jīng)過(guò)C配分，可以使奧氏體富C，熱穩(wěn)定性提高；經(jīng)過(guò)淬火處理能得到更多的殘余奧氏體，使鋼材具備較好的強(qiáng)韌性[10,11]。研究表明[12,13]，鋼在進(jìn)行I&Q處理時(shí)，Mn在淬火馬氏體中出現(xiàn)明顯富集現(xiàn)象，作為奧氏體穩(wěn)定元素，Mn能降低奧氏體的Ms點(diǎn)，提高奧氏體的熱穩(wěn)定性[14]。鋼經(jīng)I&Q&P工藝處理后，能比Q&P工藝得到更多的殘余奧氏體[15，16]，說(shuō)明Mn配分能夠提高殘余奧氏體。但關(guān)于在I&Q&P工藝中的C，Mn元素配分行為及對(duì)室溫組織影響和綜合作用機(jī)制的研究報(bào)道很少。本工作以低碳硅錳系鋼為研究對(duì)象，采用I&Q，I&Q&P和Q&P工藝，對(duì)各個(gè)熱處理工藝階段的C，Mn元素分配規(guī)律進(jìn)行研究，探討C，Mn配分對(duì)室溫殘余奧氏體的綜合作用。

1　實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用鋼采用50kg真空熔煉爐冶煉，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為C 0.17，Si 1.58，Mn 1.83，P 0.0032，S 0.0014，余量為Fe。利用熱膨脹法測(cè)得該實(shí)驗(yàn)用鋼的Ac3=871℃，Ac1=730℃，Ms=330℃(Ac3是加熱時(shí)先共析鐵素體全部轉(zhuǎn)化為奧氏體的終了溫度，Ac1是加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度，Ms是冷卻時(shí)馬氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度)。將冶煉后鋼錠鍛造并剪切成50mm×50mm×100mm方坯，經(jīng)過(guò)熱軋、冷軋工藝，軋制成3.0mm厚的實(shí)驗(yàn)用鋼板。

圖1為不同熱處理工藝的流程圖。圖1(a)為I&Q工藝流程圖。將鋼從室溫升到雙相區(qū)溫度(TI=780℃)，形成鐵素體和奧氏體雙相組織，保溫15min進(jìn)行C，Mn元素配分，之后水冷至室溫，觀察室溫組織形貌和C，Mn元素分布；圖1(b)為I&Q&P工藝流程圖。經(jīng)過(guò)雙相區(qū)溫度保溫15min后，加熱到奧氏體化溫度(TA=950℃)保溫8min，然后鹽浴到TQ=TP=230℃保溫15s進(jìn)行C配分，之后水冷到室溫，觀察室溫組織形貌和C，Mn元素分布情況，并測(cè)定室溫殘余奧氏體量和不同部位C，Mn元素含量；圖1(c)為Q&P工藝流程圖。將鋼加熱到奧氏體化溫度950℃保溫8min后鹽浴到230℃保溫15s，之后水冷到室溫，測(cè)定熱處理后鋼中室溫殘余奧氏體含量。

圖1　不同熱處理工藝流程圖　(a)I&Q工藝；(b)I&Q&P工藝；(c)Q&P工藝Fig.1　Different heat treatment process flow diagrams　(a)I&Q process;(b)I&Q&P process;(c)Q&P process

原始試樣及熱處理后試樣，經(jīng)過(guò)研磨、拋光和4%硝酸酒精浸濕后由配備了EDS系統(tǒng)的S-4800場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織觀察及EDS分析；利用D/MAX2500PC-X射線衍射儀(XRD)分析實(shí)驗(yàn)用鋼中的殘余奧氏體含量，實(shí)驗(yàn)參數(shù)：Cu靶，步寬0.02°，工作電壓50kV，電流300mA，實(shí)驗(yàn)角度40°～100°，速率1(°)/3min，精確測(cè)得衍射角2θ和積分強(qiáng)度I，按GB 8362—87對(duì)殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行計(jì)算，利用奧氏體(220)，(200)，(311)和馬氏體(211)，(220)晶面的積分強(qiáng)度，通過(guò)直接比較法得出殘余奧氏體含量；利用配備了Oxford-EBSD成像系統(tǒng)的JXA-8230型電子探針(EMPA)，測(cè)定經(jīng)不同工藝制備的試樣室溫下微觀組織形貌以及C，Mn元素在兩相中的濃度分布，EMPA工作電壓為20kV，二次電子分辨率為5nm。

2　結(jié)果與分析

2.1I&Q工藝處理后鋼的組織分析

圖2為實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過(guò)熱軋及冷軋成型后室溫組織和I&Q工藝處理后組織的SEM像。由圖2(a)可知，實(shí)驗(yàn)鋼原始組織為鐵素體加珠光體，滲碳體片層沿軋制方向拉長(zhǎng)。組織中有一定量的粒狀珠光體，這是由于奧氏體化程度不夠，C在奧氏體中分布不均勻，在空冷時(shí)形成粒狀滲碳體顆粒。經(jīng)I&Q工藝處理后，鋼的組織由馬氏體、鐵素體和少量殘余奧氏體組成，如圖2(b)所示。根據(jù)熱力學(xué)軟件Thermo Calc計(jì)算，此時(shí)鐵素體含量約為50%(體積分?jǐn)?shù)，下同)。珠光體在升溫到Ac1溫度時(shí)，首先變成奧氏體，之后奧氏體向鐵素體中長(zhǎng)大，因此雙相區(qū)奧氏體形態(tài)與原始珠光體對(duì)應(yīng)，長(zhǎng)度與軋制方向平行。

圖2　實(shí)驗(yàn)鋼原始組織(a)和I&Q工藝處理后組織(b)SEM像Fig.2　SEM images of tested steel　(a)original；(b)after I&Q process

2.2I&Q工藝中的C，Mn元素配分

圖3為實(shí)驗(yàn)鋼原始組織及C，Mn元素分布的EMPA形貌。經(jīng)過(guò)熱軋、冷軋及空冷后，C，Mn在滲碳體和鐵素體兩相中的分布有所差異。由圖3(b)可知，C在滲碳體片層中含量高于鐵素體，在兩相中含量高低差距明顯；而Mn在基體中分布較均勻，無(wú)明顯富集，如圖3(c)所示。在空冷過(guò)程中，隨著過(guò)冷奧氏體發(fā)生降溫轉(zhuǎn)變，合金元素也會(huì)發(fā)生再分配。在雙相區(qū)高溫區(qū)時(shí)，奧氏體中析出鐵素體，C，Mn由鐵素體向奧氏體中富集，且間隙元素C的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)大于Mn。降到雙相區(qū)低溫區(qū)時(shí)，隨著鐵素體量增多，奧氏體含量減少，C在奧氏體中富集程度增加，而由于驅(qū)動(dòng)力很小，Mn不會(huì)進(jìn)行再分配。因此C在奧氏體中富集量多，而Mn則無(wú)明顯富集。當(dāng)冷卻至共析轉(zhuǎn)變臨界溫度Ar1以下時(shí)，奧氏體析出滲碳體，形成珠光體和鐵素體組織，而Mn不進(jìn)行再分配。

圖3　實(shí)驗(yàn)鋼原始組織(a)及C元素(b)和Mn元素(c)分布EMPA形貌 Fig.3　Original SEM images of tested steel(a) and EMPA analysis results of C element(b) and Mn element distribution(c)

圖4為I&Q工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼組織及C,Mn元素分布EMPA形貌。可知，經(jīng)過(guò)雙相區(qū)780℃保溫15min后淬火處理，C,Mn在馬氏體中出現(xiàn)了富集。進(jìn)入雙相區(qū)后隨著奧氏體的形成，C,Mn在鐵素體和奧氏體兩相間進(jìn)行再分配。根據(jù)Thermo Calc計(jì)算可知，在780℃發(fā)生平衡相變時(shí)，C在鐵素體和奧氏體中的固溶度分別為8.96×10-3和3.24×10-1，而Mn在鐵素體和奧氏體的固溶度分別為1.72和2.53，C,Mn在鐵素體中的固溶度低于奧氏體，因此C,Mn原子會(huì)經(jīng)過(guò)相界由固溶度較低的鐵素體向固溶度較高的奧氏體中擴(kuò)散。在雙相區(qū)高溫區(qū)(780℃)，原子擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力大，擴(kuò)散速率較快，C原子擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力大于Mn，兩相中較大的濃度差梯度也使得C的擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)大于Mn，因此C的擴(kuò)散速率高于Mn。在相同時(shí)間內(nèi)，C原子由鐵素體向奧氏體中的擴(kuò)散較多，C在奧氏體中富集程度高于Mn。由圖4(b)，(c)對(duì)比可知，淬火處理后，C在馬氏體中的富集程度高于Mn，并且C在馬氏體和鐵素體兩相中含量高低差距更明顯。由圖4(b)可知，C在部分晶界處含量較高，這是由于晶界處的高密度位錯(cuò)阻礙了C原子向晶粒內(nèi)的擴(kuò)散，而在晶界處堆積[17]，使晶界處與晶粒內(nèi)形成較高的濃度梯度。而部分小的奧氏體晶粒，由于尺寸小，C原子在晶粒內(nèi)擴(kuò)散均勻，整個(gè)晶粒成為一個(gè)均勻富C區(qū)。而在高溫區(qū)內(nèi)，Mn在晶界處的富集很小[18]，因此未在I&Q處理后的馬氏體晶界處發(fā)現(xiàn)明顯Mn富集。鋼中的Si會(huì)降低C的活度[19]，減小C的擴(kuò)散速率，一定程度上影響了C的配分效果。一些小的奧氏體晶粒，由于富集奧氏體穩(wěn)定元素C，Mn，淬火后以粒狀殘余奧氏體形式保留下來(lái)，因此得到馬氏體、鐵素體加少量殘余奧氏體室溫組織(圖2(b))。

圖4　I&Q工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼組織(a)及C元素(b)和Mn元素(c)分布EMPA形貌Fig.4　SEM images of tested steel after I&Q process(a) and EMPA analysis results of C element(b) and Mn element distribution(c)

2.3I&Q&P工藝中的C,Mn元素配分

圖5是I&Q&P工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼組織及C,Mn元素分布EMPA形貌。可知，C在板條馬氏體中存在明顯局部富集，而Mn在馬氏體中也呈不均勻分布，但富集程度較I&Q工藝有所降低。在加熱至奧氏體化過(guò)程中，隨著奧氏體的長(zhǎng)大，C,Mn會(huì)進(jìn)行再分配。雙相區(qū)溫度升高，雙相區(qū)奧氏體向鐵素體中長(zhǎng)大，C,Mn在奧氏體中的含量會(huì)逐漸降低。加熱到奧氏體化溫度950℃保溫后，隨著組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，C,Mn原子會(huì)在奧氏體晶粒間進(jìn)行擴(kuò)散以達(dá)到均勻化，由高濃度向低濃度移動(dòng)，并且溫度的升高也加速了原子的運(yùn)動(dòng)。但Mn在不同奧氏體晶粒內(nèi)較小的濃度差梯度使Mn原子的擴(kuò)散系數(shù)較小，C原子的擴(kuò)散速率高于Mn。奧氏體化后，元素的分布都趨于均勻化，雙相區(qū)Mn配分效果雖有削弱，但Mn在奧氏體中仍然不均勻分布，在部分奧氏體晶粒內(nèi)存在富集。鹽浴保溫及淬火過(guò)程中，置換型原子Mn不發(fā)生再分配，在馬氏體中呈現(xiàn)不均勻分布。而在冷卻到鹽浴溫度過(guò)程中，隨著馬氏體的形成，C會(huì)由馬氏體向未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體中擴(kuò)散。鹽浴溫度230℃保溫15s時(shí)，C在馬氏體和未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體間進(jìn)行再分配，在殘余奧氏體中逐漸富集。I&Q&P工藝處理后，C在室溫組織中出現(xiàn)明顯富集，如圖5(b)所示，富集部位為鹽浴時(shí)的殘余奧氏體。鋼中的Si很好地抑制了碳化物的形成[19]，保證了C配分效果。根據(jù)圖5(b)，(c)中相同部位C,Mn含量的高低不同，I&Q&P工藝處理后的室溫組織可分為“高C高M(jìn)n(1)”、“高C低Mn(2)”和“低C低Mn(3)”3種區(qū)域。

圖5　I&Q&P工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼組織(a)及C元素(b)和Mn元素(c)分布EMPA形貌Fig.5　SEM images of tested steel after I&Q&P process(a) and EMPA analysis results of C element(b) and Mn element distribution(c)

圖6是I&Q&P工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼組織SEM形貌和C,Mn含量分布。由圖6(a)可知，經(jīng)過(guò)I&Q&P工藝處理后，室溫組織為板條馬氏體，且沒(méi)有碳化物析出。在室溫板條馬氏體中選取4個(gè)區(qū)域，利用EDS半定量地測(cè)定不同區(qū)域中的C,Mn元素含量。由EDS結(jié)果可知，C在不同部位板條馬氏體中的含量相差較大，在區(qū)域4中最低為2.52%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，區(qū)域3中最高為5.20%；Mn含量相差不大，含量都在2.0%左右，最大相差0.23%(區(qū)域2和區(qū)域4)。EDS結(jié)果表征了I&Q&P處理后鋼中元素的分布規(guī)律，根據(jù)C,Mn含量的高低，板條馬氏體可分為“高C高M(jìn)n(1，2區(qū))”、“高C低Mn(3區(qū))”和“低C低Mn(4區(qū))”3種(圖6(b))，這與圖5中的C,Mn分布規(guī)律相同。作為奧氏體穩(wěn)定元素，不同的C,Mn元素含量，會(huì)使得板條馬氏體中的殘余奧氏體量不同，C,Mn元素含量越高，在淬火過(guò)程中被保留下來(lái)的殘余奧氏體量越多。同時(shí)，C,Mn元素含量不同也對(duì)馬氏體形貌有所影響，區(qū)域3較區(qū)域4相比，馬氏體表面板條形貌不明顯，呈現(xiàn)出塊狀馬氏體形貌。

圖6　I&Q&P工藝處理后實(shí)驗(yàn)鋼組織(a)和C,Mn含量分布(b)Fig.6　SEM image of tested steel after I&Q&P process(a) and distribution of C,Mn content(b)

2.4C,Mn配分對(duì)殘余奧氏體的綜合作用

在I&Q&P工藝中，殘余奧氏體的穩(wěn)定由Mn配分和C配分共同作用完成。雙相區(qū)保溫處理使得部分奧氏體富C,Mn，經(jīng)過(guò)升溫及奧氏體化過(guò)程，C配分效果消失，在基體中呈現(xiàn)均勻分布；Mn配分效果降低，但仍然在部分雙相區(qū)奧氏體晶粒中存在富集。這些富集的Mn使奧氏體的穩(wěn)定性提高，在鹽浴冷卻過(guò)程中，不發(fā)生馬氏體相變，以殘余奧氏體形式保留下來(lái)。因此，I&Q&P工藝下室溫殘余奧氏體分為兩類(lèi)：第一類(lèi)，馬氏體相變過(guò)程中，在板條間形成的殘余奧氏體，在C配分作用下，淬火后形成薄膜狀殘余奧氏體，只在鹽浴過(guò)程中由C配分作用穩(wěn)定下來(lái)，呈現(xiàn)“高C低Mn”特征；第二類(lèi)，鹽浴冷卻過(guò)程中由Mn配分穩(wěn)定下來(lái)的殘余奧氏體，在鹽浴保溫時(shí)再經(jīng)C配分作用，穩(wěn)定性較第一類(lèi)提高，淬火時(shí)更易以室溫殘余奧氏體形式保留下來(lái)，由C，Mn配分共同作用穩(wěn)定，呈現(xiàn)“高C高M(jìn)n”特征。也就是說(shuō)，Mn配分可以在鹽浴冷卻時(shí)穩(wěn)定部分殘余奧氏體，增加了Q&P工藝中參與C配分的初始?xì)堄鄪W氏體含量，經(jīng)C配分作用后，較Q&P工藝增加了“第二類(lèi)”殘余奧氏體，提高了室溫殘余奧氏體含量。圖7是實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)Q&P和I&Q&P處理后的X射線衍射圖譜。可知，經(jīng)過(guò)Q&P和I&Q&P處理后，試樣中的殘余奧氏體含量分別為2.6%和4.8%，I&Q&P工藝較Q&P工藝能得到更多的室溫殘余奧氏體。

圖7　不同工藝下實(shí)驗(yàn)鋼的X射線衍射譜Fig.7　X-ray diffraction spectra of tested steel in different processes

3　結(jié)論

(1)在雙相區(qū)780℃時(shí)，C，Mn元素會(huì)由固溶度低的鐵素體向固溶度高的奧氏體中擴(kuò)散，保溫15min后淬火，室溫組織為鐵素體、馬氏體和少量粒狀殘余奧氏體，C，Mn在馬氏體中出現(xiàn)富集，且C富集程度高于Mn。

(2)經(jīng)I&Q&P工藝處理后，C，Mn元素在板條馬氏體中呈現(xiàn)不均勻分布。Mn保持奧氏體化后的分布形態(tài)，配分效果較I&Q工藝降低；鹽浴保溫使得C的局部富集現(xiàn)象更明顯。按C，Mn含量的不同，馬氏體可分為“高C高M(jìn)n”、“高C低Mn”和“低C低Mn”3種。

(3)I&Q&P工藝中，Mn配分在鹽浴冷卻時(shí)保留更多殘余奧氏體參與C配分，使得一部分殘余奧氏體由C，Mn配分共同作用穩(wěn)定到室溫，增加了C，Mn配分共同作用穩(wěn)定的“第二類(lèi)”殘余奧氏體，提高了室溫殘余奧氏體含量。

[1]SHIKANAI N,MITAO S,ENDO S. Recent development in microstructural control technologies through the thermo-mechanical control process(TMCP) with JFE steel’s high-performance plates[J]. JFE Technical Report,2008,11(6):1-6.

[2]趙才,江海濤,唐荻,等. Q&P鋼塑性變形機(jī)制及組織-性能研究[J]. 材料工程,2009,(2):19-23.

ZHAO C,JIANG H T,TANG D,et al. Research on deformation mechanism and relationship between microstructure and properties of quenching and partitioning steel[J]. Journal of Materials Engineering,2009,(2):19-23.

[3]馬鳴圖,SHI M F. 先進(jìn)的高強(qiáng)度鋼及其在汽車(chē)工業(yè)中的應(yīng)用[J]. 鋼鐵,2004,39(7):68-72.

MA M T,SHI M F. Advanced high strength steel and its application in automobile industry[J]. Iron and Steel,2004,39(7):68-72.

[4]邢淑清,陸恒昌,麻永林,等. 800MPa級(jí)高強(qiáng)鋼焊接粗晶區(qū)再熱循環(huán)的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律[J]. 材料工程,2015,43(7):93-99.

XING S Q,LU H C,MA Y L,et al.Microstructure evolution of CG-HAZ reheated by second thermal cycle for 800MPa grade high strength steel[J]. Journal of Materials Engineering,2015,43(7):93-99.

[5]陳林恒,康永林,黎先浩,等. 軋制工藝對(duì)CSP生產(chǎn)低碳貝氏體高強(qiáng)鋼組織和性能的影響[J]. 材料工程,2009,(9):47-50.

CHEN L H,KANG Y L,LI X H,et al. Effects of processing parameters on microstructures and properties of low-carbon bainitic high strength steels produced by CSP[J]. Journal of Materials Engineering,2009,(9):47-50.

[6]MAUK P J. Current state and developments for hot and cold rolling of flat and long products[A]. ICSR 2010[C]. Beijing:CSM,2010.

[7]KIM J K,CHEN L,KIM H S,et al. On the tensile behavior of high-manganese twinning-induced plasticity steel[J]. Metallurgical Trasactions A,2009,40(13):3147-3158.

[8]SPEER J G,RIZZO A F C,MATLOCK D K,et al. The"quenching and partitioning" process:background and recent progress[J]. Materials Research,2005,8(4):417-423.

[9]DE COOMAN B C,SPEER J G. Quench and partitioning steel: a new AHSS concept for automotive anti-intrusion applications[J]. Steel Research Int,2006,77(9-10):634-640.

[10]SPEER J G,MATLOCK D K,DE COOMAN B C,et al. Carbon partitioning into austenite after martensite transformation[J]. Acta Materialia,2003,51(9):2611-2622.

[11]SPEER J G,RIZZO F C,MATLOCK D K,et al. The “quenching and partitioning” process:background and recent progress[J]. Materials Research,2005,8(4):417-423.

[12]LEE S J,LEE S,DE COOMAN B C. Mn partitioning during the intercritical annealing of ultrafine-grained 6%Mn transformation-induced plasticity steel[J]. Scripta Materialia,2011,64(7):649-652.

[13]TOJI Y,YAMASHITA T,NAKAJIMA K,et al. Effect of Mn partitioning during intercritical annealing on following γ→α transformation and resultant mechanical properties of cold-rolled dual phase steels[J]. ISIJ International,2011,51(5):818-825.

[14]MOOR E D,MATLOCK D K,SPEER J G,et al. Austenite stabilization through manganese enrichment[J]. Scripta Materialia,2011,64(2):185-188.

[15]任勇強(qiáng),謝振家,尚成嘉. 低碳鋼中殘余奧氏體的調(diào)控及對(duì)力學(xué)性能的影響[J]. 金屬學(xué)報(bào),2012,48(9):1074-1080.

REN Y Q,XIE Z J,SHANG C J. Regulation of retained austenite and its effect on the mechanical properties of low carbon steel[J]. Acta Metallurgica Sinica,2012,48(9):1074-1080.

[16]馬少海，厲勇，王春旭，等.Q-P工藝下超高強(qiáng)度300M鋼的單軸拉伸規(guī)律規(guī)究[J].航空材料學(xué)報(bào)，2014，34(3)：42-47.

MA S H, LI Y, WANG C X, et al. Law of uniaxial tensile test of ultra-high strength 300M steel treated by quenching-partitioning(Q-P)[J]. Journal of Aeronautical Materials,2014,34(3):42-47.

[17]胡賡祥,蔡珣,戎詠華. 材料科學(xué)基礎(chǔ)[M]. 上海:上海交通大學(xué)出版社,2010.

[18]楊柳,方鴻生,孟至和. Fe-C-Mn-B合金奧氏體等溫分解動(dòng)力學(xué)及Mn的再分配[J]. 金屬學(xué)報(bào),1992,28(1):16-20.

YANG L,FANG H S,MENG Z H. Kinetics of austenitic isothermal decomposition and Mn partition in Fe-C-Mn-B alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica,1992,28(1):16-20.

[19]景財(cái)年,王作成. 合金元素在相變誘發(fā)塑性鋼中的作用[J]. 材料導(dǎo)報(bào),2004,18(11):36-39.

JING C N,WANG Z C. The action of alloy element in transformation-induced plasticity steels[J]. Materials Review,2004,18(11):36-39.

Comprehensive Effect of C,Mn Partitioning Behavior on Retained Austenite of Low Carbon Si-Mn Steel in I&Q&P Process

TIAN Ya-qiang,ZHANG Hong-jun,CHEN Lian-sheng,SONG Jin-ying,WEI Ying-li,ZHANG Jian-yang

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

Low carbon Si-Mn steel was processed through the processes of intercritical annealing, quenching (I&Q), or the intercritical annealing, subsequent austenitizing, then quenching partition (I&Q&P) and the austenitizing, quenching partition (Q&P). The C, Mn partitioning behavior and their comprehensive effect on retained austenite were studied by means of electron microprobe analysis (EMPA), field emission scanning electron microscopy(SEM) and X-ray diffraction(XRD). The results show that the microstructure of low carbon Si-Mn steel is composed of martensite, ferrite and some retained austenite after treated by I&Q process. C, Mn in martensite of low carbon Si-Mn steel is enriched, and C enrichment level is higher than Mn level. After treated by I&Q&P process, C, Mn of steel exhibits nonuniform distribution in lath martensite, and the local enrichment of C is more obvious. The martensite can be divided into three forms of “high C high Mn”, “high C low Mn” and“l(fā)ow C low Mn” according to the different C and Mn contents. The content of retained austenite of the steel treated by I&Q&P process is higher under the comprehensive effect of C, Mn partitioning than that of Q&P process which is stabilized only by C partitioning.

low carbon Si-Mn steel;I&Q&P process;C partitioning;Mn partitioning;comprehensive effect

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51574107);河北省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(E2016209048)；唐山市科學(xué)技術(shù)研究資助項(xiàng)目(14130228B)；唐山市科技創(chuàng)新團(tuán)隊(duì)培養(yǎng)計(jì)劃資助項(xiàng)目(15130202C)

2014-07-27;

2015-07-30

魏立英(1980-)，女，副教授，主要從事金屬材料表面工程及塑性成形工藝研究，聯(lián)系地址：河北省唐山市華北理工大學(xué)冶金與能源學(xué)院(063009)，E-mail：tyq@ncst.edu.cn

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.04.006

TG156.1;TG115.21

A

1001-4381(2016)04-0032-07