鈮微合金化高強(qiáng)塑積冷軋DP780鋼的I&Q&P工藝

楊 康， 史 娜， 丁 敬， 于 良， 方 強(qiáng)

(1. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 銷售公司， 安徽 馬鞍山 243003；2. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術(shù)中心， 安徽 馬鞍山 243003；3. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 特鋼公司， 安徽 馬鞍山 243003)

21世紀(jì)以來，我國(guó)汽車工業(yè)獲得了快速發(fā)展，汽車工業(yè)的崛起在給人們生活提供便捷的同時(shí)，也導(dǎo)致環(huán)境污染和能源危機(jī)問題愈加嚴(yán)峻。研究表明，汽車自重每增加10%，將增加8%的油耗與4%的尾氣排放量[1]，因此開發(fā)兼顧輕量化與高安全性的高強(qiáng)度鋼板，不僅能提高汽車鋼生產(chǎn)廠家的核心競(jìng)爭(zhēng)力，更符合節(jié)能減排的發(fā)展新目標(biāo)[2-3]。雙相鋼作為第一代汽車先進(jìn)高強(qiáng)鋼的代表鋼種，可由低碳鋼或低合金鋼經(jīng)控軋控冷或臨界區(qū)熱處理工藝制得，其組織通常以軟相鐵素體為基體，晶界處分布著島狀的硬質(zhì)相馬氏體[4-6]，具有合金含量少、工藝簡(jiǎn)單、屈強(qiáng)比低、初始硬化速率高與連續(xù)屈服等獨(dú)特優(yōu)勢(shì)[7]，被廣泛應(yīng)用于汽車制造業(yè)。實(shí)際生產(chǎn)過程中，雙相鋼強(qiáng)度的提高往往以犧牲塑性為代價(jià)，其翻邊成形性與抗碰撞等性能與TRIP鋼相比仍有待提高。研究表明，鋼中如果存在亞穩(wěn)態(tài)殘留奧氏體，可在拉伸過程中發(fā)揮相變誘發(fā)塑性效應(yīng)，同時(shí)提高材料的強(qiáng)度和塑性[8-10]?；谶@一原理，本研究嘗試將淬火配分工藝引入雙相鋼生產(chǎn)[11-12]，即將經(jīng)臨界區(qū)退火的鋼淬火至馬氏體區(qū)某一溫度，以保留一定比例的奧氏體，隨后在馬氏體區(qū)或升溫至某一溫度保溫一段時(shí)間，通過控制碳的擴(kuò)散完成其向奧氏體的富集[13]，最后冷卻至室溫，以獲得鐵素體、島狀馬氏體和殘留奧氏體的三相混合組織?？紤]到兩相區(qū)加熱溫度和淬火溫度的高低會(huì)影響奧氏體中碳和合金元素的富集程度，進(jìn)而引起組織中各相體積分?jǐn)?shù)和形貌等發(fā)生變化，因此制定合理的熱處理溫度對(duì)改善雙相鋼的組織性能意義重大。此外，在鋼中加入微量的Nb來細(xì)化晶粒，可減少臨界區(qū)退火與配分過程中碳原子的擴(kuò)散自由程，使其在較低溫度、有限時(shí)間內(nèi)向奧氏體中富集，穩(wěn)定奧氏體[14-15]。

本次試驗(yàn)以鈮微合金化DP780冷軋雙相鋼為研究對(duì)象，通過設(shè)置不同退火溫度和淬火溫度來協(xié)調(diào)組織中三相間的比例，探討了不同工藝下試驗(yàn)鋼的碳原子擴(kuò)散熱力學(xué)、第二相粒子回溶及其對(duì)顯微組織與力學(xué)性能的作用機(jī)制，為高強(qiáng)塑積冷軋雙相鋼的生產(chǎn)提供新思路。

1 試驗(yàn)材料與方案

與傳統(tǒng)800 MPa級(jí)冷軋雙相鋼相比，試驗(yàn)鋼中的碳與硅含量稍有增加，主要是抑制滲碳體析出，并穩(wěn)定殘留奧氏體；適量Nb的添加用來細(xì)化顯微組織與減少碳原子擴(kuò)散自由程，并加速碳向奧氏體富集。試驗(yàn)鋼經(jīng)150 kg中頻感應(yīng)熔煉爐冶煉后澆注成方錠，隨后將其熱鍛成60 mm×220 mm×250 mm的板坯，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.20C、0.95Si、1.75Mn、0.042Nb，余量Fe。

將板坯隨爐加熱至1200 ℃保溫2 h，然后用二輥可逆式熱軋?jiān)囼?yàn)軋機(jī)經(jīng)9道次軋至3.2 mm厚，終軋溫度為860 ℃，再將其水冷至600 ℃左右，隨后將熱軋板送入600 ℃箱式電阻爐中均溫2 h，隨爐冷卻以模擬卷取。熱軋板經(jīng)酸洗、涂油后在四輥可逆式冷軋?jiān)囼?yàn)軋機(jī)經(jīng)多道次壓下軋至1.5 mm厚鋼板。在冷軋板上切取1.5 mm×220 mm的試樣為隨后的退火模擬做準(zhǔn)備。試驗(yàn)選用鹽浴法對(duì)試樣進(jìn)行I&Q&P(臨界退火與淬火配分)處理，試驗(yàn)過程中設(shè)定了2種臨界退火溫度與3種淬火溫度，具體工藝流程如圖1所示。

圖1 I&Q&P工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of I&Q&P process

按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》要求，將I&Q&P處理后的試樣經(jīng)線切割加工為50 mm標(biāo)距的非比例標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，然后在Zwick/Roell Z150萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上采用靜態(tài)拉伸測(cè)定試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。

試樣經(jīng)砂紙研磨、機(jī)械拋光、4%硝酸酒精腐蝕后，分別使用BX51光學(xué)顯微鏡與NANO SEM430場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行組織觀察。熱處理后的試樣經(jīng)研磨與電解拋光后利用UltimaⅣ X射線衍射儀對(duì)鋼中殘留奧氏體含量進(jìn)行測(cè)量，試驗(yàn)過程采用銅靶，選取FCC相(200)、(220)、(311)與BCC相(200)、(211)衍射峰，根據(jù)公式(1)計(jì)算殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)Vγ，采用公式(2)和公式(3)計(jì)算殘留奧氏體中的碳含量Cγ[16-17]。

(1)

αγ=3.547-0.046×Cγ

(2)

(3)

式中：Vγ為鋼中殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)；Iα為鐵素體峰的積分強(qiáng)度；Iγ為奧氏體峰積分強(qiáng)度；G為奧氏體晶面與馬氏體晶面所對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度有關(guān)因子比，具體數(shù)值如表2所示，求取6個(gè)Vγ的平均值作為最終殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)；αγ為平均點(diǎn)陣常數(shù)；Cγ為殘留奧氏體中碳含量；λ為衍射波的波長(zhǎng)；(hkl)為晶面指數(shù)；θ為入射角。

表2 不同衍射線對(duì)應(yīng)的G值[18]

2 試驗(yàn)結(jié)果

不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼的光學(xué)顯微組織如圖2所示。試驗(yàn)鋼的顯微組織主要由細(xì)小鐵素體與島狀馬氏體組成。在830 ℃退火時(shí)，組織中鐵素體晶界清晰可見，島狀馬氏體主要沿細(xì)小鐵素體晶界析出，如圖2(a～c)所示；隨著淬火溫度的升高，鐵素體晶界逐漸模糊化，在鐵素體晶內(nèi)也析出了一些島狀馬氏體，如圖2(c)所示。與830 ℃退火的顯微組織相比，在860 ℃退火時(shí)，鐵素體晶粒明顯細(xì)化，馬氏體含量也明顯增加，并且鐵素體晶界較模糊，如圖2(d～f)所示；與240、260 ℃淬火相比，在280 ℃淬火時(shí)組織中馬氏體以細(xì)小島狀分布，這種細(xì)小島狀馬氏體在鐵素體晶界與晶內(nèi)均有分布，如圖2(f)所示。這是因?yàn)樵趦上鄥^(qū)退火過程中，鐵素體再結(jié)晶與奧氏體相變同時(shí)發(fā)生；鐵素體再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力為形變儲(chǔ)能，奧氏體相變驅(qū)動(dòng)力為新舊相自由能差，退火溫度的升高不改變?cè)俳Y(jié)晶驅(qū)動(dòng)力，只加速合金元素?cái)U(kuò)散，但是可以顯著改變新舊相自由能差，因此退火溫度升高對(duì)奧氏體相變的促進(jìn)比對(duì)再結(jié)晶的促進(jìn)作用大，這樣細(xì)小的初生奧氏體晶粒將阻礙鐵素體再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大，致使860 ℃退火時(shí)鐵素體晶粒較830 ℃退火時(shí)的鐵素體晶粒細(xì)小[19-21]。兩相區(qū)退火溫度的高低直接決定著奧氏體的穩(wěn)定性，退火溫度越高，奧氏體含量越高，其中的合金元素富集越少，其穩(wěn)定性越差[22-24]。830 ℃退火時(shí)，淬火溫度高，一次淬火后所生成的一次馬氏體含量少，殘留奧氏體含量高，其穩(wěn)定性較差，致使二次冷卻后部分奧氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，此時(shí)馬氏體相對(duì)細(xì)小，如圖2(c)所示；860 ℃退火時(shí)，奧氏體含量高，奧氏體穩(wěn)定性較差，在較低溫度淬火時(shí)，大量奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)闂l狀馬氏體，如圖2(d，e)所示；而在較高淬火溫度，一次淬火后的馬氏體轉(zhuǎn)變量少，致使馬氏體以島狀為主，如圖2(f)所示。

圖2 不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼的光學(xué)顯微組織退火溫度：(a～c)830 ℃；(d～f)860 ℃ 淬火溫度：(a, d)240 ℃；(b,e)260 ℃；(c,f)280 ℃Fig.2 Optical microstructure of the tested steel under different I&Q&P processesAnnealing temperature： (a-c) 830 ℃； (d-f) 860 ℃ Quenching temperature： (a,d) 240 ℃； (b,e) 260 ℃； (c,f) 280 ℃

為了進(jìn)一步顯示組織的內(nèi)在形貌，對(duì)試驗(yàn)鋼顯微組織進(jìn)行了高倍掃描觀察，結(jié)果如圖3所示。由圖3可看出，在同一退火溫度下，隨淬火溫度的升高，鐵素體晶粒相對(duì)細(xì)小，可能原因是一次淬火時(shí)殘留奧氏體含量較高，配分后奧氏體中合金元素的富集含量低，穩(wěn)定性降低，大多數(shù)奧氏體在二次冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小島狀馬氏體導(dǎo)致。另外，隨淬火溫度的升高，馬氏體形貌由條狀與大塊束狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小島狀與小塊束狀分布，這主要是因?yàn)榇慊饻囟容^低時(shí)，以一次淬火馬氏體為主，一次淬火馬氏體呈針狀并粗大一些；淬火溫度較高時(shí)，一次淬火馬氏體與二次淬火馬氏體共存，二次淬火馬氏體主要呈島狀并細(xì)小一些。在同一淬火溫度下，830 ℃退火時(shí)，組織中M/A島較860 ℃退火時(shí)相對(duì)亮白一些，說明830 ℃退火時(shí)奧氏體中合金元素富集程度大，穩(wěn)定性較860 ℃退火時(shí)高。在同一退火溫度下，260 ℃淬火時(shí)，組織中M/A島較240 ℃與280 ℃淬火時(shí)亮白一些，說明260 ℃淬火時(shí)合金元素富集程度最高，奧氏體的穩(wěn)定性最好。

圖3 不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼的SEM圖像退火溫度：(a～c)830 ℃；(d～f)860 ℃ 淬火溫度：(a,d)240 ℃；(b,e)260 ℃；(c,f)280 ℃Fig.3 SEM images of the tested steel under different I&Q&P processesAnnealing temperature： (a-c) 830 ℃； (d-f) 860 ℃ Quenching temperature： (a,d) 240 ℃； (b,e) 260 ℃； (c,f) 280 ℃

圖4為不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。由圖4(a)可看出，I&Q&P處理后試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度均大于780.0 MPa，其抗拉強(qiáng)度最大值達(dá)821.1 MPa，最小值達(dá)792.5 MPa，均滿足DP800級(jí)別要求；由圖4(a) 還可得出，在同一退火溫度下，隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度呈先減小后增加的趨勢(shì)；在860 ℃退火時(shí)，抗拉強(qiáng)度受淬火溫度的變化波動(dòng)較小，這與高溫退火晶粒、合金元素、析出物與相含量相對(duì)均勻有關(guān)。圖4(b)為試驗(yàn)鋼伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積隨淬火溫度的變化曲線?？梢?，試驗(yàn)鋼的伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積隨淬火溫度的變化趨勢(shì)一致，均隨著淬火溫度的升高先增加后減少，在830 ℃退火時(shí)變化較大，而860 ℃退火時(shí)變化很小。在相同淬火溫度下，860 ℃退火時(shí)的伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積均較830 ℃退火時(shí)高。退火溫度為830 ℃時(shí)，240 ℃與280 ℃淬火條件下的伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積很小，其伸長(zhǎng)率只有15%～16%，強(qiáng)塑積只有12～13 GPa·%；而260 ℃淬火條件下的伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積較高，分別為23.8%與18.9 GPa·%。退火溫度為860 ℃ 時(shí)，其伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積均較高，伸長(zhǎng)率>24.5%，強(qiáng)塑積>20 GPa·%；并且在260 ℃淬火時(shí)獲得最大伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積，其值分別為26.8%與21.5 GPa·%。

圖4 不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能(a)抗拉強(qiáng)度；(b)伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積Fig.4 Mechanical properties of the tested steel under different I&Q&P processes(a) tensile strength； (b) elongation, product of strength and elongation

3 討論

晶粒大小對(duì)材料的力學(xué)性能起著決定性作用，細(xì)小晶?？梢栽谔岣卟牧蠌?qiáng)度的同時(shí)又顯著改善材料的塑韌性。圖5為利用Nano-Measurer軟件對(duì)金相照片中的鐵素體晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析的結(jié)果，由圖5可看出，830 ℃退火時(shí)平均晶粒尺寸為4.6～6.2 μm，以>5 μm 為主；而860 ℃退火時(shí)平均晶粒尺寸為4.0～4.5 μm，以<5 μm為主。這是因?yàn)橥嘶疬^程中鐵素體再結(jié)晶與奧氏體相變是相互競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)的，在較低溫度退火時(shí)，鐵素體再結(jié)晶過程快于奧氏體相變過程；然而在較高溫度退火時(shí)，奧氏體相變驅(qū)動(dòng)力顯著增加，奧氏體相變過程的增幅顯著高于鐵素體再結(jié)晶過程，新生的細(xì)小奧氏體阻礙鐵素體再結(jié)晶的長(zhǎng)大[19-20]。這種細(xì)小均勻的組織有利于鋼的強(qiáng)塑性，這也是860 ℃退火時(shí)其伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積顯著優(yōu)于830 ℃退火的主要原因之一。

圖5 不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼中的鐵素體晶粒尺寸退火溫度：(a～c)830 ℃；(d～f)860 ℃ 淬火溫度：(a,d)240 ℃；(b,e)260 ℃；(c,f)280 ℃Fig.5 Grain size of ferrite in the tested steel under different I&Q&P processesAnnealing temperature： (a-c) 830 ℃； (d-f) 860 ℃ Quenching temperature： (a,d) 240 ℃； (b,e) 260 ℃； (c,f) 280 ℃

對(duì)于先進(jìn)高強(qiáng)鋼來說，鋼中亞穩(wěn)奧氏體含量及其穩(wěn)定性對(duì)其塑性與強(qiáng)塑積的改善具有重要作用。不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼的XRD圖譜及奧氏體中碳含量計(jì)算結(jié)果如圖6所示。根據(jù)XRD圖譜計(jì)算的殘留奧氏體結(jié)果可看出，在相同的淬火溫度下，860 ℃退火試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量高于830 ℃退火試驗(yàn)鋼；在相同的退火溫度下，隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢(shì)。然而殘留奧氏體中碳含量與殘留奧氏體含量呈現(xiàn)相反的規(guī)律，且殘留奧氏體中的碳含量差別較小。在860 ℃退火時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量最小值為11.24%，最大值為13.89%，其碳含量約為1.25%；在830℃退火條件下，260 ℃淬火試驗(yàn)鋼獲得相對(duì)較高的殘留奧氏體含量，其值為13.04%，其中碳含量為1.27%，240 ℃與280 ℃淬火試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量分別為10.14%與10.22%，其中碳含量分別為1.31%與1.32%。根據(jù)Steven-Haynes[25]公式Ms=561-474C-33Mn-17(Cu+Ni)-21Mo(式中各字母代表其對(duì)應(yīng)元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù))及殘留奧氏體中碳含量初步估算得出：殘奧中碳含量在1.25% 左右時(shí)，其Ms約為-30 ℃；而碳含量在1.32%時(shí)，其Ms約為-65 ℃，殘留奧氏體的穩(wěn)定性顯著增加。在退火過程中除了碳原子擴(kuò)散外，其中的Mn原子在高溫下也會(huì)從鐵素體向奧氏體擴(kuò)散。在830 ℃退火時(shí)，奧氏體含量少，其中Mn原子的含量較860 ℃退火時(shí)高。綜合以上碳原子與錳原子含量可知，在830 ℃退火及240 ℃、280 ℃淬火條件下，鋼中殘留奧氏體含量相對(duì)較少，并且殘留奧氏體中的碳、錳元素含量較高，因此發(fā)生TRIP效應(yīng)作用較弱，致使其伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積較低；其余工藝試驗(yàn)鋼中含有相對(duì)較高含量的殘留奧氏體，其中碳、錳元素含量適中，在一定應(yīng)變作用下，容易發(fā)生TRIP效應(yīng)，因此其伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積較高。

圖6 不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼的XRD圖譜(a)及殘留奧氏體含量(b)Fig.6 XRD patterns(a) and retained austenite content(b) of the tested steel under different I&Q&P processes

雙相鋼中強(qiáng)化效果最顯著的是鋼中馬氏體含量與馬氏體中的碳含量，圖7為采用Image-pro軟件對(duì)鋼中馬/奧島含量統(tǒng)計(jì)結(jié)果。由圖7可看出，860 ℃退火試驗(yàn)鋼中馬氏體+奧氏體含量高于830 ℃退火試驗(yàn)鋼，且各淬火溫度的變化對(duì)其含量變化影響較?。?30 ℃退火試驗(yàn)鋼中馬氏體含量變化相對(duì)較大，在240 ℃與280 ℃淬火時(shí)，其含量相對(duì)較高，260 ℃淬火時(shí)含量較低。雖然860 ℃退火試驗(yàn)鋼中馬氏體含量高于830 ℃，但是其馬氏體中的碳含量低于830 ℃退火試驗(yàn)鋼，因此相同體積分?jǐn)?shù)下馬氏體相強(qiáng)化效果弱于830 ℃退火試驗(yàn)鋼；830 ℃退火+260 ℃淬火條件下，馬氏體含量顯著低于其他幾個(gè)工藝，因此其強(qiáng)化效果最弱，抗拉強(qiáng)度最低，如圖4(a)所示。

圖7 不同I&Q&P工藝下試驗(yàn)鋼中馬氏體體積分?jǐn)?shù)Fig.7 Volume fraction of martensite of the tested steel under different I&Q&P processes

除了上述細(xì)晶強(qiáng)化與馬氏體相強(qiáng)化外，Nb的第二相粒子存在形式也對(duì)試驗(yàn)鋼強(qiáng)度起著重大作用。由NbC在奧氏體中的固溶度積公式(式(4)和式(5))[26]計(jì)算得到固溶Nb含量與溫度的關(guān)系，如圖8所示。在830 ℃低溫退火時(shí)，Nb的固溶度積較小，經(jīng)計(jì)算Nb的回溶量為0.019%；而隨著溫度的升高，Nb的固溶度積增大，860 ℃退火時(shí)Nb的回溶量達(dá)0.032%，此時(shí)鋼中大量的Nb以固溶形式存在。在隨后淬火與短時(shí)低溫配分過程中，固溶Nb來不及析出，固溶Nb的強(qiáng)化效果顯著小于其細(xì)小第二相粒子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)增殖的強(qiáng)化作用。因此830 ℃退火時(shí)，試驗(yàn)鋼中第二相粒子強(qiáng)化作用顯著高于860 ℃退火試驗(yàn)鋼。綜合上述馬氏體強(qiáng)化、Nb第二相粒子強(qiáng)化與細(xì)晶強(qiáng)化作用，860 ℃退火試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度與830 ℃退火試驗(yàn)鋼的差別不大，在830 ℃退火+260 ℃淬火時(shí)，抗拉強(qiáng)度稍低，主要是因?yàn)槠渲旭R氏體含量顯著減少。

lg{w[Nb]·w[C]}=3.555-8800/T+(1369/T-0.899)×1.75

(4)

(5)

式中：w[Nb]為處于固溶態(tài)的Nb含量；w[C]處于固溶態(tài)的C含量。

圖8 試驗(yàn)鋼固溶Nb含量與溫度的關(guān)系Fig.8 Relationship between content of Nb in solid solution of the tested steel and temperature

4 結(jié)論

1) 在I&Q&P工藝試驗(yàn)條件下，DP780鋼的抗拉強(qiáng)度均>780 MPa；在830 ℃退火+260 ℃淬火以及860 ℃退火+淬火試驗(yàn)條件下，試驗(yàn)鋼具有較高的伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積；并且在860 ℃退火+260 ℃淬火時(shí)，其綜合力學(xué)性能最佳，抗拉強(qiáng)度為802 MPa，伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積高達(dá)26.8%與21.5 GPa·%。

2) 在試驗(yàn)I&Q&P工藝條件下，試驗(yàn)鋼的顯微組織為鐵素體、馬氏體與殘留奧氏體；在相同的退火溫度下，隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的顯微組織稍有細(xì)化，組織中馬氏體束變小，馬氏體由條狀轉(zhuǎn)變?yōu)閸u狀；在同一淬火溫度下，860 ℃退火時(shí)的顯微組織細(xì)于830 ℃退火時(shí)的顯微組織；830 ℃退火時(shí)，試驗(yàn)鋼中鐵素體晶粒尺寸以>5 μm為主，而860 ℃退火時(shí)，試驗(yàn)鋼中鐵素體晶粒尺寸以<5 μm為主。

3) 相同的退火溫度下，隨淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度呈先下降后上升的趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率與強(qiáng)塑積呈先上升后下降的趨勢(shì)；830 ℃退火時(shí)這種變化趨勢(shì)顯著，而860 ℃退火時(shí)其值變化較小，性能穩(wěn)定性較好。

4) 不同I&Q&P工藝條件下，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量均大于10%。在830 ℃退火及240 ℃與280 ℃淬火時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量分別為10.14%與10.22%，殘留奧氏體中碳含量為1.31%與1.32%，殘留奧氏體擁有相對(duì)較高的穩(wěn)定性；在260 ℃淬火條件下，試驗(yàn)鋼擁有較高的殘留奧氏體含量，830 ℃退火與860 ℃退火試驗(yàn)鋼中殘留奧氏體含量分別為13.04%與13.89%。