熱處理過程中變形對中碳鋼組織和力學性能的影響

目前對Q-P和Q-P- t工藝的研究主要集中在控製加熱溫度和保溫時間，或向鋼中添加合金元素誘導析出強化，提高鋼的強度和塑性。本文以淬火-分區-回火(Q-P-T)工藝為基礎，結合熱變形技術，將變形-淬火-分區-回火(D-Q-P-T)工藝應用於中碳鋼。研究了熱處理工藝參數對變形實驗鋼組織和力學性能的影響。通過掃描電子顯微鏡(SEM)、透射電子顯微鏡(TEM)和拉伸試驗，獲得了滿足安全要求的高強度、高塑性材料的最佳熱處理條件。探討了D-Q-P-T工藝提高試驗鋼強度和塑性的機理。得到了板條馬氏體和殘餘奧氏體的多相複合結構。與Q-P-T工藝相比，采用D-Q-P-T工藝可使鋼的強度提高57.77 MPa，伸長率提高5%。本研究提出了一種提高鋼的強度和塑性的方法。

高強度鋼在實現汽車輕量化和提高安全性能方麵起著重要作用。與傳統高強度低合金(HSLA)鋼相比，雙相(DP)鋼和相變誘導塑性(TRIP)鋼具有較好的強度(500-1000 MPa)和延伸率(15%-40%)組合[1，2，3.，4，5］．研究數據表明，應用高強度鋼可以將1.0-1.2 mm的車身麵板厚度降低到0.7-0.8 mm。此外，車身質量可減少15%-20%，可節省8%-15%的燃油[6，7，8，9］．基於以上優點，高強度鋼被廣泛應用於汽車製造等領域。目前，高強鋼的發展方向是提高強度和塑性。先進的高強鋼熱處理技術已成為研究熱點[10，11，12，13，14，15］．

為了達到更高的強度，Speer等人最近提出了一種稱為淬火和分割(Q-P)的熱處理工藝。[16，17，18］．Q-P工藝包括將中碳鋼加熱至奧氏體區進行保溫，然後在馬氏體-啟動(米_年代)和馬氏體表麵處理(米_f)溫度。然後將鋼保持在初始淬火溫度(I步進工藝)或高於(II步進工藝)的溫度(圖1 (a))，或以緩慢的速度非等溫冷卻至低於熱軋薄板加工的初始淬火溫度(圖)1 (b))。碳被允許從過飽和的部分轉變的馬氏體分割成保留的奧氏體。組織為馬氏體和殘餘奧氏體，提高了鋼的強度和韌性。最近，許多研究表明，第二相粒子的析出對材料的力學性能有積極的影響[19，20.］．考慮該工藝後合金元素的析出行為對組織和性能的影響。許等人。[21，22提出了一種新的熱處理方法，即淬火-分區-回火(Q-P-T)工藝。與Q-P工藝相比，Q-P- t鋼在析出過程中加入Nb、Mo、V等碳化物原元素，形成細小穩定的碳化物，從而達到強化鋼的目的。自Q-P-T工藝開發以來，進行了大量研究[23，24，25］．目前，對Q-P和Q-P- t工藝的研究大多集中在控製加熱溫度和保溫時間，或在鋼中添加合金元素誘導析出強化，提高鋼的強度和塑性。除析出強化外，細晶強化也是提高鋼的強度和塑性的重要因素[26，27，28，29，30.］．因此，本文提出了一種變形細晶強化機理。通過在Q-P-T工藝之前引入變形工藝，提出了D-Q-P-T工藝，以提高鋼的綜合力學性能。

試驗鋼的化學成分列於表中1，連同一個_c3，米_年代，米_f溫度和臨界冷卻速率，由Gleeble-3800熱模擬器確定，如圖所示2和圖3.。從數據中可以看出一個_c3溫度為800°C，米_年代是385°C，米_f是195°C。根據測試的臨界轉變溫度製定了實驗溫度控製。

從鋼板上剪下長度為75 mm、直徑為15 mm的圓棒試件進行壓縮變形。設計了三組實驗。第一組實驗的目的是比較D-Q-P-T和Q-P-T工藝，分析變形對熱處理工藝組織和力學性能的影響。在D-Q-P-T實驗中，使用Gleeble-3800熱模擬器將樣品加熱到950℃5min，然後風冷到870℃10s;壓縮60%，淬火至300°C 10 s，然後400°C回火10 s，最後水淬至室溫。Q-P-T工藝不進行變形處理。其他熱處理工藝參數與D-Q-P-T工藝相同。實驗方案如圖所示4。第二組實驗旨在分析不同淬火溫度對D-Q-P-T工藝組織和力學性能的影響。淬火溫度分別為250℃、300℃和350℃，時間為10 s。其他熱處理工藝參數與第一組實驗相同，如圖所示5。第三組實驗研究了D-Q-P-T工藝不同回火時間對組織和力學性能的影響。樣品分別在400℃回火10 s、30 s、90 s和150 s。其他熱處理工藝參數與第一組實驗相同，如圖所示6。

為了觀察三組樣品的微觀組織變化，將樣品切割、研磨、拋光，然後用飽和苦味酸和3%硝酸溶液的洗滌溶液腐蝕，然後用光學顯微鏡(OM)觀察微觀組織。為了清楚地觀察析出相的形貌，用鉬絲切割機切割0.5 mm厚度的薄片，然後將其研磨拋光至約50 μm厚度。用掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)觀察了析出相的形貌。為了測試力學性能，將試樣加工成拉伸試樣，如圖所示7。拉伸速度為0.02 mm·min⁻¹獲得不同試驗方案下的抗拉強度和伸長率。

微觀結構

變形淬火和淬火工藝下製備的試樣的光學顯微圖如圖所示8［31］．從圖中可以看出，變形淬火過程的晶粒尺寸較大;在變形-淬火過程中，由於淬火前的變形，在高溫和大變形的影響下，試樣發生動態再結晶，使晶粒細化，位錯密度增大。因此，與淬火工藝相比，變形-淬火工藝的晶粒尺寸明顯變小。

為了進一步觀察D-Q-P-T和Q-P-T過程的微觀組織，對實驗鋼進行了掃描電鏡分析，如圖所示9［31］．D-Q-P-T過程如圖所示9(a).可以明顯看出，這些D-Q-P-T樣品的顯微組織特征是典型的板條馬氏體，板條馬氏體是斷裂的。與Q-P-T工藝相比，D-Q-P-T工藝可以細化晶粒，提高位錯密度，如圖所示9(b) D-Q-P-T過程的動態再結晶吸收發生在變形過程中，以消除一些位錯。然而，大部分位錯被生成的馬氏體組織繼承，最終得到了位錯密度較高的板條馬氏體和殘餘奧氏體組織，這表明變形發生在Q-P-T過程影響晶粒細化之前。

數字10樣品在250°C, 300°C和350°C下淬火的SEM顯微圖。數字10(a)顯示樣品淬火溫度為250°C時的SEM顯微圖。組織為板條馬氏體，板條相互纏繞;大量的板條結構組合成馬氏體束。馬氏體板條束呈鋸齒狀彎曲，這是變形的結果;此外，馬氏體束之間還存在少量羽狀貝氏體組織。淬火溫度為300℃時，從圖中可以看出10(b)馬氏體束更為明顯。淬火溫度為350°C，如圖所示10(c)，馬氏體相對粗糙。隨著淬火溫度的升高，板條馬氏體變粗，板條之間有許多位錯和撚斷。這是因為在Q-P-T工藝之前，實驗鋼首先在奧氏體化區變形，奧氏體晶粒在變形過程中被拉長。隨著變形量的增加，晶界變得彎曲甚至斷裂。位錯密度高，晶界麵積大，晶粒尺寸小，位錯密度高，後期馬氏體繼承了這一特點。

數字11為不同淬火溫度製備的D-Q-P-T樣品的TEM顯微圖。從圖中可以看出板條馬氏體斷裂彎曲，進一步證實了變形增加了位錯密度。淬火溫度為250℃時，如圖所示11(a)，板條馬氏體較窄，板條馬氏體平均寬度為150 nm，殘餘奧氏體平均寬度為25 nm。淬火溫度為300℃時，如圖所示11(b)，可以看到馬氏體板條變厚，板條馬氏體平均寬度為250 nm。隨著淬火溫度的升高，殘餘奧氏體的平均寬度為80 nm。可以看出，在350°C的淬火溫度下位錯密度較高，如圖所示11(c)殘餘奧氏體平均寬度較大;由於位錯密度高，碳原子擴散通道增加。隨著淬火溫度的升高，碳原子的擴散加速，導致更多的碳原子擴散到殘餘奧氏體中。但由於回火時間較短，隻有10 s，殘餘奧氏體不能充分積累和生長，導致殘餘奧氏體呈現出不同的長度和分布。

由以上分析可知，回火時間對組織也有影響。因此，選擇合適的回火時間也是D-Q-P-T過程中的關鍵因素。數字12這是樣品在400°C下使用10 s, 30 s, 90 s和150 s不同回火時間製備的SEM顯微圖。從圖中可以看出12不同回火時間下的組織為馬氏體組織。回火時間為10 s和30 s時，如圖所示12(a)， (b)，馬氏體板條尺寸較小。隨著回火時間的增加，如圖所示12(c)， (d)，馬氏體板條尺寸增大。

數字13顯示了不同回火時間製備的D-Q-P-T樣品的TEM顯微圖。回火時間為10 s時，如圖所示13(a)，圖中可以清晰地看到板條馬氏體結構，位錯密度較高。殘餘奧氏體分布在板條馬氏體之間。由於回火時間隻有10 s，馬氏體中的碳原子不能完全擴散到殘餘奧氏體中，導致殘餘奧氏體的含量較少，寬度較短，僅為20 ~ 23 nm。回火時間為30 s時，如圖所示13(b)，可以觀察到殘餘奧氏體變寬變長。回火時間為90 s時，如圖所示13(c)， (d)，殘餘奧氏體的數量減少，這是由於隨著回火時間的增加，殘餘奧氏體轉變為馬氏體或貝氏體。結果，殘餘奧氏體含量減少。在圖13(e) SAED模式分析表明殘餘奧氏體與馬氏體同時存在。

在D-Q-P-T過程中，殘餘奧氏體可以穩定存在。一方麵，由於第一次淬火之間的溫度米_年代而且米_f在Q-P-T過程中，第一次淬火後殘餘部分奧氏體，回火後碳原子從馬氏體向殘餘奧氏體擴散，形成部分富碳奧氏體，並穩定存在。另一方麵，由於變形，組織細化，馬氏體與殘餘奧氏體相互作用導致組織約束各相，使奧氏體保持穩定。

機械性能

采用D-Q-P-T和Q-P-T工藝製備的樣品的力學性能比較見表2［31］．與Q-P-T工藝相比，D-Q-P-T工藝製備的試樣抗拉強度提高了57.77 MPa，伸長率也有所提高。Q-P-T熱處理前存在變形，可以細化晶粒，提高實驗鋼的強度和塑性。一方麵，由於變形的影響，D-Q-P-T工藝獲得的晶粒尺寸相對較小，這對提高實驗鋼的強度和塑性具有重要作用。另一方麵，變形過程中會產生大量的位錯，這將增加碳原子擴散的通道數量，導致D-Q-P-T過程中保留的奧氏體含量高於Q-P-T過程。這將提高材料的綜合力學性能。

數字14顯示了實驗鋼在不同淬火溫度下的抗拉強度和伸長率。從圖中可以看出，隨著淬火溫度的升高，抗拉強度先降低後增加，而伸長率則一直在增加。當淬火溫度為350℃時，拉伸強度為1435 MPa，伸長率為18.9%。D-Q-P-T工藝獲得的試驗鋼抗拉強度達到1350 MPa以上，伸長率超過16%。延伸率的變化趨勢也反映了軟相中殘餘奧氏體的含量隨淬火溫度的升高而增加。

數字15顯示了強度和延展性的變化(R_米×一個)的實驗鋼。在不同淬火溫度下，強度和塑性的變化隨淬火溫度的升高而增大。通過D-Q-P-T工藝獲得的試驗鋼的強度和延性均達到23 GPa%以上。淬火溫度為350℃時，得到最大值為27.1 GPa%。這是因為經過D-Q-P-T工藝的實驗鋼的強度和韌性會有一個共混過程。在不同淬火溫度下得到的最終組織是一個軟硬相相互分布的過程。

數字16顯示了實驗鋼在不同回火時間下的抗拉強度和伸長率。從圖中可以看出16回火時間對鋼的力學性能有影響。隨著回火時間的延長，拉伸強度先增大後減小。回火時間為30 s時，試驗鋼的最大抗拉強度為1487.5 MPa。隨著回火時間的增加，實驗鋼的馬氏體組織變得均勻而粗糙。馬氏體組織會分解為鐵素體和碳化物，從而影響材料的力學性能。不同回火時間下，實驗鋼的伸長率均達到16.5%以上。在此熱處理條件下，實驗鋼的組織中含有更多的殘餘奧氏體。在拉伸過程中，殘餘奧氏體屬於軟相，馬氏體為硬相。硬相與軟相的配合對提高實驗鋼的韌性起著重要作用。

數字17顯示了強度和延展性的變化(R_米×一個)的實驗鋼。從圖中可以看出，不同回火時間下的強度和延性是不同的。回火時間為30 s時，試驗鋼的最大強度和塑性為27.1 GPa%。由於奧氏體區變形，晶粒細化。經過後續熱處理，最終得到馬氏體、貝氏體和殘餘奧氏體。這種複合組織不僅可以提高鋼的強度，還可以增強鋼的韌性。試驗鋼具有較高的強度和延性(R_米×一個）.

D-Q-P-T強化機製

就材料的強化機理而言，細晶粒強化可以同時提高材料的強度和韌性。D-Q-P-T工藝的晶粒細化過程可分為以下幾個階段:奧氏體區變形導致晶界發生較大角度變化;在變形初期，奧氏體晶界發生彎曲，晶界之間存在應力效應，位錯密度增大。亞晶界在應力作用下出現。如果變形量繼續增大，則會導致晶界應變分布不均勻。這種非均勻應變分布導致晶界產生切向應變，從而導致晶界異常移動。隨著變形量的增加，應變進一步積累，晶界發生較大彎曲，發生再結晶行為。在D-Q-P-T過程中，馬氏體在細化晶界處成核。由於變形的影響，高的位錯密度會阻礙馬氏體的生長，從而細化馬氏體組織，提高實驗鋼的強度。

1. (1）

   本文將變形引入一種實驗鋼的熱處理過程中。由於在高溫奧氏體區變形，觀察到了材料的動態再結晶行為。由於材料的熱機械過程集變形-淬火-分區-回火於一體，可細化晶粒，最終獲得高位錯密度板條馬氏體和殘餘奧氏體，對提高實驗鋼的抗拉強度和延伸率具有重要作用。

2. （2）

   本文采用D-Q-P-T工藝對Fe-0.41C-0.24Si-0.58Mn-0.88Cr-0.014Ni (wt%)鋼進行了熱處理，得到了優化的熱處理參數。試驗鋼的最大強度和塑性均為27.1 GPa%。

3. （3）

   采用D-Q-P-T工藝獲得了抗拉強度為1388.22 MPa、伸長率為17.72%、強度和延性為24.6 GPa%的試驗鋼。對於Q-P-T工藝，試驗鋼的抗拉強度為1330.45 MPa，伸長率為13.64%，強度和延性為18.15 GPa%。與Q-P-T工藝相比，D-Q-P-T工藝使實驗鋼的抗拉強度提高了57.77 MPa，伸長率也顯著提高。本文提出的D-Q-P-T工藝可以同時提高材料的強度和延性。

4. （4）

   當D-Q-P-T工藝的淬火溫度分別為250℃、300℃和350℃時，實驗鋼的最大抗拉強度為1435 MPa，伸長率為18.9%，強度和延性為27.1 GPa%。

5. （5）

   D-Q-P-T回火時間為10 s、30 s、90 s和150 s時，拉伸強度為1310.66 ~ 1487.48 MPa，伸長率為16.91% ~ 19.88%。

6. (6）

   本文實現了一種製備多相鋼微結構的設計思想。實驗鋼的顯微組織由板條馬氏體和殘餘奧氏體組成。多相組織的存在不僅提高了實驗鋼的強度，而且提高了實驗鋼的塑性，從而提高了強度和延性。

不適用。

國家自然科學基金區域聯合基金資助(批準號:117171722);U20A20289)。

作者和隸屬關係

1. 燕山大學國家冷軋帶鋼裝備與技術工程研究中心，河北秦皇島066004

   彭燕，劉彩藝，王寧寧

貢獻

YP和NW負責整個試驗;CL和NW撰寫了手稿;CL和NW協助取樣和實驗室分析。所有作者閱讀並批準了最終稿件。

作者的信息

閆鵬是一名教授燕山大學機械工程學院，中國。主要研究方向為帶鋼連軋設備-技術-產品柔性適應和瞬變條件下的多目標協同控製。

Caiyi Liu是一名在讀博士燕山大學機械工程學院，中國。主要研究方向為柔性軋製過程中的材料表征和力學性能。

王寧寧是一名碩士研究生燕山大學機械工程學院，中國。主要研究方向為柔性軋製過程中的靜態再結晶。

相應的作者

對應到燕彭。

相互競爭的利益

作者聲明沒有競爭的經濟利益。

開放獲取本文遵循創作共用署名4.0國際許可協議(Creative Commons Attribution 4.0 International License)，該協議允許在任何媒體或格式中使用、分享、改編、分發和複製，隻要您給予原作者和來源適當的署名，提供創作共用許可協議的鏈接，並說明是否有更改。本文中的圖片或其他第三方材料包含在文章的創作共用許可中，除非在材料的信用額度中另有說明。如果材料不包含在文章的創作共用許可中，並且您的預期用途不被法律法規允許或超出了允許的用途，您將需要直接從版權所有者那裏獲得許可。欲查看此許可證的副本，請訪問http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/。

轉載及權限