新型QP工艺与传统QT工艺对先进高强度钢组织能的影响定

CHANGCHUN INSTITUTE OF TECHNOLOGY毕业设计（论文）新型Q&P工艺与传统Q&T工艺对先进高强度钢组织性能的影响New Q & P technology and traditional Q & T technology for advanced high-strength steels organization performance.学生姓名所在院系所学专业所在班级指导教师教师职称完成时间： 彭伟 ： 机电工程学院 ： 材料成型及控制工程 ： 材料0941班 ： 贾坤宁 ： 副教授 ： 2013年5月30日 长 春 工 程 学 院摘 要 本文研究了TRIP800钢经Q&P（Quenching and partitioning）工艺与Q&T (Quenching and Tempering)工艺处理，以相同的配分温度400，在不同的配分时间（30s、60s、120s、300s）对抗拉强度、断面伸长率、屈服强度、晶相组织的影响，得到以下结论：（1） TRIP800钢Q&P工艺最佳工艺参数为：在270的盐浴温度中保持1min，400的配分温度，较长的配分时间（30s300s）有利于碳的扩散，保证了碳原子由马氏体向残余奥氏体的富集的能力，使得TRIP800钢取得良好的塑性；（2）Q&P工艺处理的TRIP800钢板组织是马氏体加残留奥氏体，随着配分时间的增加，钢板中的残余奥氏体的含量逐渐增加，其塑性随之增加；（3）在相同的配分时间下，以400的配分温度进行Q-P工艺处理的TRIP800钢比Q-T工艺处理的TRIP800钢具有更高的断面伸长率，即具有更好的塑性；（4）随碳分配时间的增加，屈强比呈下降趋势，相对于Q-T工艺，Q&P工艺处理的TRIP800钢具有更低的屈强比，即Q&P工艺处理的TRIP800钢具有更优秀的塑性。关键词TRIP钢 Q&P工艺 Q&T工艺 热处理 配分时间AbstractThis paper studies the TRIP800 steel after Q & P (Quenching and partitioning) process and Q & T (Quenching and Tempering) process, with the same distribution of temperature 400 ，in a different partition time (30s,60s,120s,300s) impacts the tensile strength, the cross section elongation yield strength, crystalline phase organizational. The followings are the conclusions:(1) TRIP800 steel in salt bath temperature of 270 maintains 1min. With 400 distribution of temperature, and the longer time(30s 300s), the partition favors the diffusion of carbon from the carbon atoms to ensure the retained austenite to marten site enrichment of the bodys ability to obtain such good ductility TRIP800 steel;(2) Q & P Process treated steel sheet is TRIP800 residual austenite marten site, as with the increase of time, the residual austenite steel increased gradually, its plasticity increases;(3) At the same time the partition in the partition 400 temperature treatment process of TRIP800 QP QT process has a higher elongation, which has a better plasticity than steel processing section TRIP800 steel;(4) With carbon allocation time increases, the yield ratio decreased. Relative to the QT process, Q & P Process of TRIP800 steel has a lower yield ratio, namely Q & P Process of TRIP800 steel has better ductility.Keywords: TRIP steel， Q&P Process，Q&T Technology， Heat treatment，Partition time。III目 录1 绪 论1 1.1 本课题的来源及研究意义1 1.1.1 本课题的来源1 1.2 Q&P工艺的背景及发展现状21.2.1 Q&P工艺的背景及研究意义21.2.2 新型Q&P工艺的国内外发展现状21.2.3 Q&P工艺特点41.2.4 Q&P工艺的应用51.3 TRIP钢的特点及研究状况61.3.1 TRIP钢的研究现状61.3.2 TRIP钢的特点61.3.3 TRIP钢的组织性能及TRIP效应原理7 1.4 传统Q&T工艺81.4.1 淬火81.4.2 回火111.5 研究目的141.6 研究内容15 2 实验材料、方法及设备152.1 实验材料152.1.1 TRIP钢的化学成分152.1.2 TRIP800钢的母材组织162.2 实验方法16 2.2.1 Q&P热处理工艺162.2.2 Q&T热处理工艺172.2.3 TRIP800钢母材力拉伸试验182.2.4 显微组织分析193 实验结果及分析203.1 实验结果直观分析203.1.1配分时间对抗拉强度的影响22 3.1.2配分时间对断面伸长率的影响233.1.3配分时间对屈服强度的影响243.1.4配分时间对屈强比的影响253.2微观组织的观察与分析263.2.1 Q&P热处理参数对组织的影响263.2.2 Q&T热处理参数对组织的影响284 结论29致 谢30参考文献31长春工程学院毕业设计（论文）1 绪 论1.1 本课题的来源及研究意义1.1.1 本课题的来源现如今汽车工业高速发展及人类自身环保意识的不断提高，对燃油效率和增强汽车安全性的能要求日益增强。据统计，目前全世界拥有6.25亿辆汽车，预计在30年内，这一数字将会上升到10亿辆1。为提高汽车安全性能，使得高强度汽车板的研究成为钢铁材料研究的热点。低碳环保型汽车的重要标志是排放少、油耗低和利用率高等。在降低油耗、减少排放的同时，汽车重量的减少已越来越得到汽车行业的重视，资料表明，车重减轻10，可节省燃油3-7 ，图1-1给出了车重和油耗之间的关系2。图1-1 车重和油耗之间的关系由图1-1可以看出在保证汽车安全性和舒适性的前提下尽量让车身轻量化是减少油耗的途径之一。如今，镁、铝合金以及碳素纤维等轻量化材料越来越多的用于车身，这些材料本身具有一些目前无法克服的缺点，如焊接性能较差、冲压成形性能不好、原材料成本和技术成本较高等因素，由于这些缺点的存在使目前乃至今后较时间内铝、镁合金等材料不能完全替代钢板在汽车中的应用。为加强竞争力，满足环保要求、提高汽车的功能，降低汽车制造成本，价格降低，就必然会导致先进高强度钢的应用和开发3-5。在对先进高强度钢的不断开发中，我们探索出了一种新型的热处理工艺Q&P工艺。与淬火回火的传统工艺不同Q&P新型工艺为稳定的残余奥氏体，应用钢中的Si、Al(甚至P）元素，以阻碍渗碳体的析出，将碳自马氏体分配到奥氏体中，奥氏体因富碳，在再次冷却时不易转变为马氏体，为高强度钢兼具韧性提供了新的有效工艺。1.2 Q&P工艺的背景及发展现状1.2.1 Q&P工艺的背景及研究意义Q&P工艺过程从形成奥氏体化到马氏体化开始温度以下时，通过热处理来使奥氏体富碳，稳定至室温后不会转变为珠光体，目前正在研究含硅钢，随着对含硅球墨铸铁这些材料的实验研究也表明可能获得独特的微观结构性能组织。大量富含碳的钢中的残余奥氏体通常是在低温下转化，导致含有“无碳化物贝氏体”，包括贝氏体、铁素体与残余奥氏体的微观结构。如Si或Al等合金添加剂是抑制渗碳体析出，通常伴随着贝氏体的形成。最近，另一种处理方法，“淬火和分配”（或Q&P），已开发出含奥氏体钢，这是对马氏体与碳分配之间的一个新的认识。Q&P工艺因获得马氏体和残余奥氏体混合组织而使钢具有较高的强韧性。事实上，传统的淬火-回火钢，并没有充分利用好马氏体组织和奥氏体组织的优良性能，这是因为淬火产生的马氏体和残余奥氏体在回火过程中都会发生分解，结果因析出渗碳体而转变成一般的珠光体组织。新的Q&P工艺使淬火钢中保持马氏体基体以提高强度，同时保留适量的残余奥氏体以保证足够的塑性和韧性。已有的工作表明，这种热处理新工艺为先进高强度钢，如双相(DP)钢、应变诱发塑性(TRIP)钢等，向更加优良的强韧性结合方向的发展开辟了一个新的途径。1.2.2 新型Q&P工艺的国内外发展现状1.2.2.1 国外的研究现状钢的淬火-分配(Q&P)热处理工艺是2003年由Speer6 提出的一种钢的热处理新工艺。针对碳的分配，热力学原理的研究，已经相当深入。碳之间分配马氏体和残余奥氏体的淬火钢中通常被忽略，因为温度通常太低大量淬火后的碳发生扩散，并且因为不同的原理，消除的马氏体中的碳过饱和。在回火过程中碳化物析出。因此，尽管保留富含碳的奥氏体已确定存在一些马氏体钢，碳分区之间的热力对马氏体和残余奥氏体已经几乎没有影响。最近，已研究出的方法，来解决二氧化碳为淬火马氏体转变为奥氏体，分区条件下的反应，如贝氏体，渗碳体或过渡碳化物析出。该模型预测的“端点”的分区是当马氏体（即铁素体）与奥氏体保持亚稳平衡。在奥氏体和铁素体之间的亚稳平衡并不是一个新的观点，置换元素在分区的条件下可以是完整的或不存在的，分别在亚临界温度均衡和准平衡概念被很好地理解。然而，我们必须承认，平衡或准平衡下发生的转换必然涉及到界面的迁移，因此需要的铁和置换原子的短距离运动，即使在远程替代的扩散中被排除在准平衡的情况下，马氏体或奥氏体界面的位置也会被有效地限制，因为我们认为碳分区之间马氏体和残余奥氏体在相对低的温度下，那么即使短程扩散运动的铁和置换被排除，而这不可能是Fe-C系统（或准平衡多元合金系统中）中的铁素体或奥氏体的混合物，以达到平衡。亚稳/平衡在一个静止的或受约束的接口的情况下，因此，被称为“约束亚平衡”或CPE。准平衡和CPE的生成从根本上相比，碳和其他铁在固定性的置换。因此，这两个条件是密切相关的，尽管这两个观点不被认同，但仍然是讨论的主要内容。碳化物的形成是一个基本要素约束准平衡模型，因为铁素体和奥氏体的亚稳态的存在之间的平衡被排除这样可以实现更稳定的铁素体加碳化铁的均衡。因为这些碳原子不再提供丰富的奥氏体，这些碳化物形成有效的“消耗”碳，。因此，有必要了解和控制碳化物析出过程期间可能发生的Q&P工艺与任何分区的处理。渗碳体的形成，可以消除或抑制通过添加硅7-8，并且，铝和磷都可产生类似效果 9。因此，这些元素在Q&P过程中发挥了关键作用。它也被发表到马氏体回火文献，硅抑制渗碳体的形成，或从早期阶段的回火（或碳化物本），在阶段内的回火（在-Fe3C中提出）的过渡延迟10-12 。在马氏体组织，通常不认为精细的过渡碳化物是有害的，而渗碳体值得关注的。因此，更大的重点一直是了解渗碳体的形成，而不是碳化物析出就被渡碳化物所取代。然而，对于Q&P要处理任何减少奥氏体中碳的富集潜力的过渡碳化物的析出，并且有必要开发一种更好的抑制过渡碳化物形成的理论，包括组合物的处理效果。组织内残余奥氏体与马氏体回火过程中的过渡碳化物析出没有被记录在案。由于残余奥氏体中的碳的化学势比淬火状态的马氏体中的高得多，从而得出这样的结论：碳化物成核，将更有可能与铁素体，奥氏体相比。 /界面也形成碳化物。在Q&P过程中，碳过饱和的马氏体到分区之前过渡碳化物形成一个更大程度上将是可能的贝氏体的生长，在相同的温度时，如果贝氏体铁素体生长与一个碳含量很低的奥氏体比。（在这方面，应注意的是，在生长过程中的贝氏体、铁素体的碳过饱和度仍然是一个争论的主题）。在任何情况下，碳化物的形成与抑制的程度将是一个影响的微观结构的关键因素，有必要使用Q&P工艺，并进一步研究，以更清楚的了解合金钢上的碳化物析出和动力学对钢的影响。1.2.2.2 国内研究现状为节约能源和原材料及环境保护，急须提高钢件强度、减轻钢制品重量，降低钢铁产量13 ，针对Q&P工艺对先进高强度刚的影响的进一步研究，徐祖耀提出淬火-碳分配-回火(沉淀) (Q&P&T)工艺，改造Q&P工艺，即在高强度钢中加入碳化物形成元素Mo或Nb，使碳化物从马氏体基体上析出，得到钢的抗拉强度2100MPa，总断后伸长率11%。和迄今发展的各类含碳小于0. 5%钢的综合力学性能相比，Q&P&T钢可能成为优异的高强度钢。高强度来自于合金元素固溶强化和马氏体的贡献，而高塑性是马氏体中的碳含量与残余奥氏体的含量及其分布决定的。因此Q&P钢具有较高的抗拉强度和屈服强度，高的应变硬化率与相对较高的高伸展率等特点。TRIP钢经Q&P处理后，不仅具有一定的塑性，其强度较一般处理的钢有显著的提高。1.2.3 Q&P工艺特点Q&P热处理工艺的基本特点如下：将钢在单相奥氏体区或两相区(奥氏体+铁素体)保温后先淬火至Ms-Mf间一定的温度，形成一定数量的马氏体和残余奥氏体，然后在Ms-Mf之间或Ms以上一定的温度停留，使碳由体心立方的马氏体向面心立方的奥氏体分配，形成富碳残余奥氏体。该工艺得以实现的关键因素在于钢中含非碳化物形成元素，如Si，Al等，以阻碍Fe3C的析出，马氏体只能通过碳原子向周围奥氏体中的扩散即“分配”来降低自身碳含量，使碳得以充分地从马氏体分配到奥氏体，而马氏体周围的奥氏体则由于碳的富集而使得Ms点降低，从而使奥氏体在随后冷却至室温的过程中不会转变为马氏体。Q&P工艺最大的优点是可以通过控制残余奥氏体的含量而获得所需的强塑性综合性能。Q&P热处理工艺稳定残余奥氏体的时也会减弱碳原子对马氏体基体的固溶强化作用，但是板条马氏体内碳含量的降低有利于提高它的塑性和韧性，因为基体内固溶的间隙碳原子使晶格的结合力降低，同时裂纹的失稳扩展阻力减少，基体中析出的碳化物会变成裂纹萌生的核心。除了碳原子的固溶强化以外，马氏体板条中还存在着高密度的位错这也是Q&P钢强化的重要原因。位错强化了马氏体基体外，同时也减弱了Q&P钢的加工硬化。此外，Q&P热处理过程中析出的-碳化物同样也能有效强化马氏体基体，但是一方面过渡碳化物析出减少了可用于稳定残余奥氏体的碳，另外一方面-碳化物作为一种不稳定过渡型碳化物，在250以上时会分解，令Q&P工艺条件受限。最后，Q&P钢的原始奥氏体晶粒较大(约201am)，经淬火形成的马氏体领域和马氏体板条束也较粗大，Grange14和Morito15等人的研究结果表明：马氏体的屈服强度和原始奥氏体晶粒大小、马氏体领域直径的-1/2次方成线性Hall-Petch关系。要进一步提高Q&P钢的强度，可采用的有效手段为减小原始的奥氏体晶粒尺寸，以此来减小马氏体领域及马氏体板条束的大小。1.2.4 Q&P工艺的应用Q&P热处理的工艺原理和特点决定了适用于Q&P处理的钢种，Q&P工艺处理的钢中含有阻止碳化物形成的物质。形成碳化物将会减少碳含量，使能够富集到残余奥氏体中的碳含量减少，这将减少残余奥氏体的形成，从理论上说，钢种含有Si和Al元素的都能进行Q&P处理。TRIP钢种就含有较多的Al和Si，因此，TRIP钢最先被应用于Q&P工艺的研究，而且应用最广泛。这类钢的成分特点为低C、高Al和/或高Si，典型的钢种如0.19C、1.96Al、1.46Mn、0.19C、1.16Mn、0.35Si、1.10Al、0.09P、0.17C、1.41Si、1.48Mn、0.25Al等。经Q&P处理后，TRIP钢可以获得比传统TRIP处理后更为优异的强度与韧性结合。另外，初步工作表明，中碳钢内含有较高Si等元素的钢也可进行Q&P处理，以提高其综合强韧性。Q&P热处理所获得的马氏体+残余奥氏体组织决定了其高强度高韧性的特点。低碳TRIP钢经Q&P处理后可获得强度达8001500MPa，总伸长率15%40%的强韧性。这种优异的强韧性组合，再加上其低碳成分保证了可焊性，使得Q&P钢在汽车用钢中显示出良好的应用前景，将适应汽车等行业轻量化和提高安全性的发展趋势。1.3 TRIP钢的特点及研究状况1.3.1 TRIP钢的研究现状汽车的轻量化已为定局16-17。在上世纪八十年代，轿车的整车质量中（表1-1），钢铁占80，铝占3，树脂为4。研究表明18：在其他条件不变的情况下，汽车质量每减轻10% ，则油耗可下降8%10% ；而为了提高汽车安全性，又要增加主动与被动安全措施，这将增加汽车的质量，解决这一矛盾的有效手段就是采用高强度钢和先进高强度钢。从前的高强度钢板，拉延强度虽高于低碳钢板，延伸率只有后者的50，只适用于形状简单、延伸深度不大的零件。现在的高强度钢板是在低碳钢内加入适当的微量元素，经各种处理轧制而成，其抗拉强度高达420N/mm，是普通低碳钢板的23倍，深拉延性能极好，可轧制成很薄的钢板，是车身轻量化的重要材料。到2000年，其用量已上升到50%左右。中国奇瑞汽车公司与宝钢合作，2001年在试制样车上使用的高强度钢用量为262kg，占车身钢板用量的46%，对减重和改进车身性能起到了良好的作用。轿车材料构成的变化表1.1：表1.1 轿车材料构成的变化材料/构成1980年（kg/车）1985年（kg/车）1990年（kg/车）2000年（kg/车）钢铸铁铝塑料玻璃86222754914172616368109325901139113623630136.0795149341.3.2 TRIP钢的特点TRIP钢，即相变诱导塑性钢（Transformation Induced Plasticity Steel），TRIP钢板最先是由V.F.Zackay19发现并命名的，是通过相变诱导塑性效应而使钢板中残余奥氏体在塑性变形作用下诱发马氏体形核，引入相变强化和塑性增长机制，提高钢板的强度和韧性。早期的TRIP钢成本高，使用受到限制。后来Hayami在双相钢中发现其含有残余奥氏体并具有TRIP效应，因此人们开始考虑以硅、锰等廉价的合金元素代替镍、铬等贵重元素来研制TRIP钢板20。TRIP钢具有多相组织，既有软相铁素体，硬相贝氏体，还有亚稳定的残余奥氏体，在冷却过程中转变为马氏体。TRIP钢的晶相组织使其具有良好的力学性能，所以TRIP钢不仅拥有高强度还具有良好的塑性。TRIP钢与其他同级别的高强度钢相比，最大特点是兼具高强度和高延伸性能，可冲制较复杂的零件；还具有高碰撞吸收性能，一旦遭遇碰撞，会通过自身形变来吸收能量，而不向外传递。1.3.3 TRIP钢的组织性能具有代表性的TRIP钢显微组织结构如图1-2所示，残余奥氏体的含量约为6%10%，铁素体边界分布着贝氏体和残余奥氏体。文献指出 21-22：基体为铁素体，呈等轴晶状分布；贝氏体呈粒状或条状分布于晶界处；残余奥氏体的分布位置如下：(1)在铁素体的晶间或晶粒内以岛状的结构分布；(2)在贝氏体与铁素体之间的晶界处以岛状的形态分布； (3)在贝氏体中以针状分布。以岛状分布的残余奥氏体形态较大，其他形态分布的残余奥氏体形状很小。 图1-2 TRIP钢显微组织贝氏体作为TRIP钢中的硬质相。能提高TRIP钢的强度。TRIP钢板在贝氏体转变区做等温处理时，奥氏体逐渐转变为贝氏体，奥氏体对碳的溶解度大于贝氏体对碳的溶解度，随着奥氏体的不断转变，大量的碳溶解到相邻的奥氏体中，使其形成富碳奥氏体。随着贝氏体区的长大，相邻奥氏体内的碳浓度不断升高，直到奥氏体的临界转变温度T0接近于等温温度，相变逐渐停止23。铁素体是TRIP钢中的基体组织，硬度低，塑性较好，其含量由两相区等温转变过程控制。1.4 传统Q&T工艺传统的热处理工艺主要是针对淬火和回火进行研究。钢的综合力学性能体现在强度和韧性上，回火温度决定了强度和韧性的高低，钢材的强度和韧性是相对的，往往提高了钢的强度其韧性便会下降。近几十年中，为了开发出性能更优秀的高强度钢，不断试验新型的材料及方法，采用碳量很低(或较低)、含合金元素较高的产品，在钢中合金含量过高会导致其加工要求复杂、冶炼难度增大，使成本提高，不能够大量生产和广泛使用。在半世纪以前已认识到淬火钢中的残余奥氏体能改善钢的塑性和韧性，如条状马氏体被几纳米厚的残余奥氏体所包围，增加了韧性;利用奥氏体的热稳定化现象，提出工具钢无变形淬火和高速钢工件无变形回火热处理工艺。1.4.1 淬火1.4.1.1 淬火目的淬火的目的是强化钢件充分发挥钢材性能的潜力，在淬火过程中使过冷奥氏体转变为马氏体或贝氏体，在得到马氏体组织或贝氏体组织后，用不同的回火温度进行回火，从而提高钢的强度、韧性、耐磨性等性能，使钢材能够满足各种应用的要求。还可用淬火来改善某些特殊钢的物理或者化学性能，如增强磁钢的铁磁性，提高不锈钢的耐蚀性等。1.4.1.2 淬火工艺将钢材加热到一定温度并保温一段时间使其失效，然后放入淬冷介质中使其迅速冷却至同等温度。淬冷介质主要有水、盐和矿物油等。淬火可以提高金属工件的硬度及耐磨性，因而广泛用于各种工、模、量具及要求表面耐磨的零件（如齿轮、轧辊、渗碳零件等）24。经过Q-T工艺处理，能够有效的提高钢材的力学性能，例如抗拉强度的提高，韧性和塑性的提高，也能够使钢材的耐磨性得到有效的改善。还可用淬火来改善某些特殊钢的物理或者化学性能，如增强磁钢的铁磁性，提高不锈钢的耐蚀性等。淬火工艺主要是对钢材的淬火。钢材在加热到一定温度以上时其内部组织将发生变化，组织大部分转化为奥氏体，这温度为失效温度。然后马上将钢材放入油或者水中淬火，使奥氏体转变为马氏体从而使钢材的硬度提高。在淬火过程中钢材内部会产生较大的内应力，内应力会使钢材发生变形，内应力大到一定程度会使钢材开裂甚至断裂。根据冷却方法，淬火工艺分为单液淬火、双介质淬火、马氏体分级淬火和贝氏体等温淬火四类。在焊接中碳钢和某些合金钢时，热影响区中可能发生淬火现象而变硬，易形成冷裂纹，这是在焊接过程中要设法防止的。由于淬火后金属硬而脆，产生的表面残余应力会造成冷裂纹，回火可作为在不影响硬度的基础上，消除冷裂纹的手段之一。淬火对厚度、直径较小的零件使用比较合适，对于过大的零件，淬火深度不够，渗碳也存在同样问题，此时应考虑在钢材中加入铬等合金来增加强度。淬火是钢铁材料强化的基本手段之一。钢中马氏体是铁基固溶体组织中最硬的相，故钢件淬火可以获得高硬度、高强度。但是，马氏体的脆性很大，加之淬火后钢件内部有较大的淬火内应力，因而不宜直接应用，必须进行回火。1.4.1.3 淬火方法常用淬火方法 有主要有单介质淬火、双介质淬火、马氏体等温淬火、贝氏体等温淬火（图1-4）。选择适当的淬火方法可以保证在获得所要求的淬火组织和性能条件下，尽量减小淬火应力，减少工件变形和开裂倾向。 图1-4 淬火曲线图（1）单介质淬火是采用一种淬火介质中一直冷却到室温的淬火方法。这种淬火方法的优点是操作简便，适用于形状简单的碳钢和合金钢工件。形状简单、尺寸较大的碳钢工件多采用水淬，小尺寸碳钢件和合金钢件一般用油淬。缺点对大尺寸和或形状复杂的工件，采用水淬变形开裂倾向大，而油淬冷却速度小淬不硬。（2）双介质淬火 是将工件加热奥氏体化后先浸入冷却能力强的介质，在组织即将发生马氏体转变时，立即转入冷却能力弱的介质中冷却。常用的有“水-油”、“水-空”双介质淬火。这种方法能有效地减少热应力和相变应力，降低工件变形和开裂的倾向，所以可用于形状复杂和截面不均匀的工件的淬火。但操作时应严格控制工件在水中的停留时间，要求操作工人必须具备丰富的经验和熟练的技术。（3）马氏体分级淬火 是将工件加热奥氏体化后浸入温度稍高于或稍低于Ms点的碱浴或盐浴中保持适当时间，在工件整体达到介质温度后取出空冷以获得马氏体的淬火。这种淬火方法由于工件内外温度均匀并在缓慢冷却条件下完成马氏体转变，大大减小了淬火内应力(比双介质淬火小)，因而有效地减小钢材的断裂和变形。同时还克服了双介质淬火出水入油时间难以控制的缺点。但对大截面零件难以达到其临界淬火速度。分级淬火只适用于尺寸较小的工件，如刀具、量具和要求变形很小的精密工件。 若取略低于Ms点的温度，此时由于温度较低，冷却速度较快，等温以后已有相当一部分奥氏体转变为马氏体，当工件取出空冷时，剩余奥氏体发生马氏体转变。这种淬火方法适用于较大工件的分级淬火。（4）贝氏体等温淬火 将奥氏体化后的钢材淬入稍高于Ms点温度的盐浴中等温保存足够长时间，使奥氏体全部转变为贝氏体组织，然后再室温下中冷却，获得综合力学性能。等温淬火可以有效地减小钢材的断裂和变形，适宜处理形状复杂、尺寸精度要求较高的工具和重要的机器零件，例如刀具、齿轮、模具等。同分级淬火一样，等温淬火也只能适用于尺寸较小的工件。 除了上述几种典型的淬火方法外，近年来还发展了许多提高钢的强韧性的新的淬火工艺，如高温淬火、循环快速加热淬火和亚共析钢的亚温淬火等。1.4.1.4 淬火的加热温度以钢的相变临界点为依据，加热时要形成细小、均匀奥氏体晶粒，淬火后获得细小马氏体组织。碳素钢的淬火加热温度范围如图1-5所示。图1-5 碳素钢淬火温度范围示意图在图1-5中可看出淬火温度选择原则也适用于大多数合金钢，尤其低合金钢。亚共析钢加热温度为Ac3温度以上3050。从图中看出，高温下钢的状态处在单相奥氏体(A)区内，故称为完全淬火。若亚共析钢加热温度高于Ac1、低于Ac3的温度，则高温下部分先共析铁素体未完全转变成奥氏体，即为不完全(或亚临界)淬火。过共析钢淬火温度为Ac1温度以上3050，这温度范围处于奥氏体与渗碳体(A+C)双相区。因而过共析钢的正常的淬火仍属不完全淬火，淬火后得到马氏体基体上分布渗碳体的组织。这-组织状态具有高硬度和高耐磨性。对于过共析钢，若加热温度过高，先共析渗碳体溶解过多，甚至完全溶解，则奥氏体晶粒将发生长大，奥氏体碳含量也增加。淬火后，粗大马氏体组织使钢件淬火态微区内应力增加，微裂纹增多，零件的变形和开裂倾向增加；由于奥氏体碳浓度高，马氏体点下降，残余奥氏体量增加，使工件的硬度和耐磨性降低。1.4.2 回火1.4.2.1 回火的目的钢在淬火后一般很少直接使用，因为淬火后的组织是马氏体和残余奥氏体，并且有内应力产生，马氏体虽然强度、硬度高，但塑性差，脆性大，在内应力作用下容易产生变形和开裂；此外，淬火后组织是不稳定的，在室温下就能缓慢分解，产生体积变化而导致工件变形。因此，淬火后的零件必须进行回火才能使用。回火的目的是：（1）减少或消除淬火内应力；（2）稳定组织，稳定尺寸；（3）降低脆性、获得所需要的力学性能。 1.4.2.2 回火对组织性能的影响淬火时钢的组织转变可分为四个阶段：马氏体的分解（200以下）残余奥氏体分解（200300）渗碳体的形成（250400）渗碳体聚集长大（400以上）。随着回火温度升高，淬火内应力不断下降或消除，硬度逐渐下降，塑性、韧性逐渐升高（如图1-6）。 图1-6 回火力学性能变化1.4.2.3 回火方法常用的回火方法（如表1-2）低温回火（500）：高温回火后得到回火索氏体组织。工件淬火并高温回火的复合热处理工艺称为调质。调质后，钢具有优良的综合力学性能（一般硬度为220230HBS）。高温回火主要适用于中碳结构钢或低合金结构钢制作的曲轴、连杆、螺栓、汽车半轴、机床主轴及齿轮等重要的机器零件。 回火方法明细表1.2：表1.2 回火方法回火方法回火温度/回火组织回火后硬度适用范围低温回火500S回200-350HRC要求综合力学性能的重要力学受力零件，如轴、齿轮等。回火后的晶相组织如图1-11：图1-11 回火后的晶相组织1.4.2.4 钢在回火后的性能淬火钢回火后的性能取决于它的内部显微组织；钢的显微组织又随其化学成分、淬火工艺及回火工艺而异。碳钢在100250之间回火后能获得较好的力学性能。合金结构钢在200700之间回火后的力学性能的典型变化如图5所示。从图5可以看出，随着回火温度的升高，钢的抗拉强度b单调下降；屈服强度0.3 先稍升高而后降低；断面收缩率 和伸长率 不断改善；韧性（用断裂韧度K1c为指标）总的趋势是上升，但在300400之间和500550之间出现两个极小值，相应地被称为低温回火脆性与高温回火脆性。因此，为了获得良好的综合力学性能，合金结构钢往往在三个不同温度范围回火：超高强度钢约在200300；弹簧钢在460附近；调质钢在550650回火。碳素及合金工具钢要求具有高硬度和高强度，回火温度一般不超过200。回火时具有次生硬化的合金结构钢、模具钢和高速钢等都在500650范围内回火。1.4.2.5 回火脆性低温回火脆性许多合金钢淬火成马氏体后在250400回火中发生的脆化现象。已经发生的脆化不能用重新加热的方法消除，因此又称为不可逆回火脆性。引起低温回火脆性的原因已作了大量研究。普遍认为，淬火钢在250400范围内回火时，渗碳体在原奥氏体晶界或在马氏体界面上析出，形成薄壳，是导致低温回火脆性的主要原因。钢中加入一定量的硅，推迟回火时渗碳体的形成，可提高发生低温回火脆性的温度，所以含硅的超高强度钢可在300320回火而不发生脆化，有利于改进综合力学性能。高温回火脆性 许多合金钢淬火后在500550之间回火，或在600以上温度回火后以缓慢的冷却速度通过500550区间时发生的脆化现象。如果重新加热到600以上温度后快速冷却，可以恢复韧性，因此又称为可逆回火脆性。已经证明，钢中P、Sn、Sb、As等杂质元素在500550温度向原奥氏体晶界偏聚，导致高温回火脆性；Ni、Mn等元素可以和P、Sb等杂质元素发生晶界协同偏聚，Cr元素则又促进这种协同偏聚，所以这些元素都加剧钢的高温回火脆性。相反，钼与磷交互作用，阻碍磷在晶界的偏聚，可以减轻高温回火脆性。稀土元素也有类似的作用。钢在 600以上温度回火后快速冷却可以抑止磷的偏析，在热处理操作中常用来避免发生高温回火脆性。1.5 研究目的本文所研究的新型Q&P工艺与传统Q&T对先进高强度钢组织性能的影响，新型Q&P工艺是目前最具发展潜力的新型热处理工艺，经Q&P工艺处理的先进高强度钢不仅具有高的屈服强度和抗拉强度，延展性强，冲压成形能力高，还具有良好的塑性和韧性，用于作汽车钢板可减轻车重，降低油耗，对能量吸收的能力很强，能够很好的抵御撞击时的塑性变形，显著提高了汽车的安全等级。本文重点研究的是新型Q&P工艺对先进高强度钢（TRIP800钢)组织性能的影响，目的是确定TRIP800的Q&P工艺中的相关工艺参数：最高加热温度、保温时间、淬火温度、C的再分配温度制定更为合理的工艺。1.6 研究内容1. 研究配分时间对Q-P处理的TRIP800钢的力学性能的影响；2. 对比Q&P工艺与传统Q&T工艺处理的TRIP800钢的力学性能；3. 对不同热处理参数Q-P、Q-T处理的TRIP800钢进行金相的观察和分析。2 实验材料、方法及设备2.1 实验材料2.1.1 TRIP钢的化学成分实验材料为国内生产的高硅800级TRIP高强度汽车用冷轧TRIP钢钢板，该钢经高频感应炉冶炼，化学成分见表2.1所示。表2.1 TRIP800钢的化学成分元素含量wt% C S P Mn Si Al V Cr实测值 0.22 0.005 0.021 1.87 1.54 0.050 - -技术指标 0.30 0.015 0.09 2.5 2.2 - - -2.1.2 TRIP800钢的母材组织将试样用金相砂纸逐步进行研磨，然后在机械抛光机上采用金刚石研磨膏进行抛光，抛光后的试样使用4%硝酸酒精溶液进行腐蚀。然后用NikonEPIPHOT300金相显微镜（图2-8）进行显微组织的观察并拍照。图2-1 TRIP800母材金相图2-1中大块的灰白色的为等轴型铁素体基体，白色的小岛状的为残余奥氏体，主要分布于铁素体的晶界处，也有少量分布于铁素体晶粒内部。黑色的是贝氏体铁素体，也主要分布于铁素体晶界处，与残余奥氏体相邻。2.2 实验方法2.2.1 Q&P热处理工艺（1）实验方法 淬火温度分别取240、270、300，配合盐浴炉、箱式炉等进行热处理，工艺曲线如图2-2所示。900 t120min400t2A3图2-2 Q&P热处理工艺如上图所示，先将TRIP800钢加热到900后，保温20min后分别淬火到240、270、300，后再碳分配温度400下保温1min、2min、5min，后冷却到室温。2.2.2 Q&T热处理工艺（1） 实验方法 配合盐浴炉、箱式炉等进行热处理，工艺曲线如图2-3所示.t2t1900图2-3 Q&T热处理工艺 如上图所示，先将TRIP800钢加热到900，保温20min后，冷却到室温，再回火到400后保温1min、2min、5min，冷却到室温。（2）实验设备：WRSG-53323盐浴炉如图2-4所示、RX3-60-9箱式炉如图2-5所示等。图2-4 盐浴炉图2-5 箱式炉2.2.3 TRIP800钢母材力拉伸试验TRIP800母材抗拉强度测试材料形状、尺寸如图2-6所示。制备过程为：先用剪板机剪出外形，再用线切割割出槽形形状。图2-6 TRIP800抗拉强度测试试样制备参考图试验设备：微机控制万能试验机，型号：WDW200，准确精度等级：1级，最大试验力：100KN，功率：2KW，电源：380V。如图2-7所示。图2-7微机控制万能试验机2.2.4 显微组织分析试验方法：将试样从中心用手锯切开，经粗磨、抛光、细磨、制成金相试样，在光学显微镜下进行观察拍照。试验设备：NiKonEPIPHOT300金相显微镜（如图2-8）、1XB光学显微镜、试样抛光试验机（型号P-2）、砂纸和手锯等。图2-8 NikonEPIPHOT300金相显微观察及照相设备3 实验结果及分析3.1 实验结果分析 用盐浴法对TRIP800进行热处理工艺研究，工艺参数如表3-1所示，在900奥氏体化保温10min后，改变淬火温度、碳分配时间。表3.1 TRIP800Q&P热处理工艺参数试样号淬火温度/保温时间/s配分温度/配分时间/s12345678910111224024024024027027027027030030030030060s60s60s60s60s60s60s60s60s60s60s60s400400400400400400400400400400400400306012030030601203003060120300用传统Q&T工艺对TRIP800进行热处理用于对比参照，工艺参数如表3.2所示，在900奥氏体化保温10min后，改变配分时间。表3.2 TRIP800Q&T热处理工艺参数试样号配分温度/配分时间/s131415164004004004003060120300通过实验数据Q&P工艺选取58号试样，Q-T工艺选取1316号试样。在研究经新型Q&P工艺与传统Q&T工艺对先进高强度钢的组织性能的影响的实验中，对热处理后的TRIP800进行抗拉强度、屈服强度、断口伸长率、屈强比等参数的对比，因此，对TRIP800进行拉伸实验，数据如表3.3所示表3.3 TRIP800拉伸实验数据参数试样号抗拉强度上屈服下屈服断口伸长率断口收缩率断裂强度11446.81641.36564.946.19251111.4421312.53658.11536.2210.1932.331029.7231305.19752.47648.5812.0911.331065.3341335.19422.86379.512.0916.891147.8951401.64775.25661.3310.04301151.7861401.19689.19575.1912.0919.561043.9771395.39636.81552.7813.9521811.5881314.69601.47519.2815.6222.081092.3691341.8457.06399.817.0815.401233.58101329.97501.64455.399.1414.36817.86111316.64706.36593.2810.1923.501122.17121245.17505.17440.3115.0116.891112.03131450.361443.641443.4412.09151315.22141433.971295.641295.412.09151425.03151397.175281097.826.1923.581238.83161307.92638.08834.036.1918.371186.223.1.1配分时间对抗拉强度的影响TRIP钢是通过相变诱导塑性效应而使钢板中残余奥氏体在塑性变形作用下诱发马氏体形核，引入相变强化和塑性增长机制，提高钢板的强度和韧性。TRIP钢具有多相组织，既有软相铁素体，也有硬相贝氏体，还有亚稳定的残余奥氏体，在变形过程中能逐步转化成马氏体。TRIP钢组织决定了其优异的力学性能，因此TRIP钢在具有高强度的同时还具有优异的塑性。铁素体是软相组织，在不段的拉伸中可与贝氏体相互协调；TRIP800钢中含有贝氏体使其强度提高；在拉伸过程中残余奥氏体逐步转化为马氏体，马氏体相变产生应力松弛，延缓裂纹生成和扩展使塑性增加。另外相变生成的马氏体又能够强化TRIP钢，使TRIP钢的强度提高。抗拉强度指金属由均匀的塑性变形向局部集中塑性变形过渡的临界值，同样也是金属在静拉条件下所能承受的最大承载力。对于塑性材料抗拉强度代表着材料最大均匀塑性变形的抵抗能力，拉伸试样在承受最大拉应力之前，变形是均匀的，但是超出之后，金属便开始出现颈缩现象；对于脆性材料，抗拉强度反映了材料的抵抗断裂能力。在拉伸过程时，材料由屈服阶段进入强化阶段后，在拉断时所承受的最大力（Fb）与试样原横截面积（So）的比值就是所得的应力（），称为抗拉强度。金属材料在拉力作用下所能抵抗破坏的最大能力。当材料屈服一定程度后，由于内部晶粒的重新排列，使其抵抗变形的能力又重新提高，此时变形虽然发展的很快，但却只能随着应力的上升而上升，直至应力达到最大值。达到最大值之后钢材抵抗变形的能力将明显降低，并且在应力最小处发生很大的塑性变形，此处试件截面的迅速缩小，从而出现颈缩的现象，直至断裂。钢材在拉断裂前所能承受最大应力值为强度极限。 盐浴淬火（Q）- 270 60s配分（P）- 400回火（T）- 400图3-1 Q&P工艺与Q&T工艺处理的TRIP800抗拉强度与配分时间的关系图从图3-1可以看出，在400的碳分配温度下，以碳分配时间分别为30s、60s、120s、300s。经Q&P热处理工艺处理随配分时间的增加，抗拉强度呈现出逐渐下降的趋势，经Q&T热处理工艺处理随配分时间的增加，抗拉强度也呈现逐渐下降的趋势。经Q&P工艺处理的起始抗拉强度比Q&T工艺处理的抗拉强度低但是随着碳分配时间的增加，到300s时Q&P工艺处理的抗拉强度比Q&T的高。3.1.2配分时间对断面伸长率的影响经Q&P工艺处理从图3-2可以看出，断面伸长率呈现出逐渐升高的趋势，随配分时间的延长，碳原子会从马氏体扩散到残余奥氏体中，残余奥氏体就更容易保留下来，从而使其韧性增强。而直接用Q&T工艺处理，断面伸长率呈现出逐渐降低的趋势，在回火过程中可能又碳化物析出，减少了残余奥氏体中的碳含量，残余奥氏体就不能完全保留到室温就转变为其他组织，导致其断面伸长率逐渐降低。回火（T）- 400盐浴淬火（Q）- 270 60s配分（P）- 400图3-2 Q&P工艺与Q&T工艺处理的TRIP800断面伸长率与配分时间的关系图经过新型Q&P工艺处理的TRIP800与传统Q&T工艺处理的TRIP800进行对比，比较发现，Q&P工艺处理后的断后伸长率明显比Q&T处理的断后伸长率大。3.1.3配分时间对屈服强度的影响由 Q&P 工艺的原理可知，Q&P 工艺处理钢的微观组织主要由三种相构成:(1) 先形成马氏体相，形成于第一次淬火过程，因在碳分配过程中其中的碳原子向未转变的奥氏体中扩散而最终成为低碳马氏体；(2) 新形成的马氏体相，形成于第二次淬火过程，由碳分配处理后稳定性较差的未转变奥氏体转变而来；(3) 残余奥氏体相，由碳分配处理后稳定的未转变奥氏体保留下来的组织，另外还存在少量碳化物，甚至贝氏体组织，Q&P 组织中，新鲜马氏体和残余奥氏体中的含碳量高于先形成马氏体。由图3-3可知，试验钢经 Q&P 工艺处理后获得较多的残余奥氏体，残余奥氏体容易滑移而导致材料的宏观屈服，使 Q&P 工艺处理的样品的屈服强度明显低于传统 Q&T 工艺处理的样品。盐浴淬火（Q）- 270 60s配分（P）- 400回火（T）- 400图3-3 Q&P工艺与Q&T工艺处理的TRIP800屈服强度与配分时间的关系图屈服强度是根据依次拉伸试验确定的，因为钢材屈服点受试件的加载速度，截面形状和测量技术的影响较小，对同一种钢材有较稳定的数值，所以以下屈服点作为钢材的屈服强度，由于钢材载非弹性工作阶段时，钢材屈服并暂时失去继续承受荷载的能力，伴随产生很大的变形，因此钢结构设计常把屈服点作为构件应力可以达到的极限，即把屈服强度作为钢材强度承载能力极限状态的标志。屈服强度越小材料的可塑性越好，焊接性能越好，由图3-3可看出经Q&P工艺处理的TRIP800比经Q&T工艺处理的TRIP800具有更好的焊接性能和塑性。对于 Q&P 工艺来讲，先形成马氏体的量减少，即可向未转变奥氏体中扩散的碳的量减少，因此残余奥氏体因固溶的碳较少而使其更容易屈服，Q&P 工艺处理的样品的屈服强度逐渐降低。Q&P 组织中存在一定量的稳定的残余奥氏体，拉伸过程中起到了一定的协调变形、松弛应力、钝化裂纹的作用，也有效地减少了新鲜马氏体对塑性的损害；另外，残余奥氏体发生 TRIP(相变诱发塑性)作用，使材料在增加塑性的同时不断提高基体的强度，因此 Q&P 工艺处理的样品具有良好的抗拉强度和断后伸长率。和传统 Q&T 工艺相比，较低的屈服强度导致Q&P 工艺处理的样品在拉伸过程中的弹性变形能较低，相当的强度水平和较大的均匀伸长率使其具有较高的均匀塑性变形能，综合结果表明，Q&P 工艺可提高阻碍裂纹形成的能力。3.1.4配分时间对屈强比的影响 钢材的屈服点（屈服强度）与抗拉强度的比值，称为屈强比。屈强比低表示材料的塑性较好；屈强比高表示材料的抗变形能力较强，不易发生塑性变形。 盐浴淬火（Q）- 270 60s配分（P）- 400回火（T）- 400图3-4 Q&P工艺与Q&T工艺处理的TRIP800屈强比与配分时间的