2010年--外文翻譯--低合金馬氏體鋼淬火和分配處理后的組織特征（譯文）

1、<p>　　中文7600字，4800單詞，24800英文字符</p><p>　　出處：Wang C Y, Shi J, Cao W Q, et al. Characterization of microstructure obtained by quenching and partitioning process in low alloy martensitic steel[J]. Materials

2、 Science and Engineering: A, 2010, 527(15): 3442-3449.</p><p>　　低合金馬氏體鋼淬火和分配處理后的組織特征</p><p>　　C.Y. Wang?, J. Shi, W.Q. Cao, H. Dong先進(jìn)鋼鐵材料技術(shù)國家工程研究中心，鋼鐵研究總院及鋼鐵研究總院，北京100081，中國 </p><p&g

3、t;　　關(guān)鍵詞： 馬氏體 熱處理 淬火和分配（Q＆P） 殘余奧氏體</p><p>　　摘要： 通過SEM，TEM，EBSD技術(shù)和X射線衍射等手段對低合金馬氏體鋼淬火和分配（Q＆P）工藝處理的顯微組織進(jìn)行了觀察表征，利用單軸拉伸試驗對鋼經(jīng)過Q&P工藝處理和同樣的鋼經(jīng)過淬火和回火處理（Q＆T）后的力學(xué)性能進(jìn)行了測量。這項研究表明，顯微組織主要由三個階段，即初始馬氏體，新鮮馬氏體和殘余奧氏體。在第一次淬火

4、形式的初始馬氏體容易腐蝕; 最終淬火形成新鮮馬氏體呈塊狀型，大小約0.2–3um，殘余奧氏體主要分布在晶包邊界條件和初始奧氏體晶粒邊界。這些階段測得的體積分?jǐn)?shù)和碳含量與利用施佩爾（Speer）提出約束準(zhǔn)平衡（CPE）的模型的預(yù)測值略有不同，這個模型解釋先淬火后未轉(zhuǎn)換不同晶粒尺寸奧氏體的影響。Q＆P工藝熱處理鋼的力學(xué)性能顯然要比由Q＆T工藝處理的更高強度和更好韌性。得出結(jié)論：Q＆P工藝是一種用來控制硬矩陣和易延展的殘余奧氏體多相結(jié)構(gòu)很有前

5、途的方法，從而使強度和韌性有完美結(jié)合。</p><p><b>　　簡介</b></p><p>　　上世紀(jì)90年代以來，世界各地的人已經(jīng)開始研究相變誘導(dǎo)塑性鋼(Transformation-Induced Plasticity，簡寫TRIP)，這表明了TRIP鋼的有著完美結(jié)合強度和韌性[1-3]。例如，抗拉強度約600MPa級和總伸長率約40％的TRIP600鋼明顯

6、比其他傳統(tǒng)的先進(jìn)高強鋼（AHSS）的抗拉強度要高[4]。然而，TRIP鋼與馬氏體鋼（通?？估瓘姸瘸^1200MPa）相比，它的抗拉強度是相對較低，這的由于大顆晶粒和軟鐵素體矩陣。為了提高鋼的抗拉強度，具有良好的延展性，取代鐵素體與馬氏體可能是一種有效的方式來實現(xiàn)較高的拉伸強度水平和相對高韌性[5,6]。鑒于這種想法，施佩爾提出了淬火和分配（Q＆P）工藝， 富含碳參與奧氏體仍殘留在馬氏體基體中[7]。Q＆P工藝主要包括兩個步驟[8]，即淬

7、火步驟和分配步驟。前者是使奧氏體化的鋼淬火至Ms（馬氏體開始）和MF（馬氏體完成）溫度之間使之產(chǎn)生的馬氏體與殘余奧氏體混合相。后者是這種鋼直接加熱溫度不超過淬火溫度使未轉(zhuǎn)換的奧氏體穩(wěn)定化，在此過程中，預(yù)計奧氏體相沒有獲得過飽和馬氏體中的碳。Q＆P熱處理后，在是鋼淬火到室溫 。理論上[9]，硅</p><p>　　到目前為止，關(guān)于Q＆P工藝處理鋼的微觀組織的少數(shù)報告征已有報道[10,11]，但沒有對初始馬氏體和新鮮

8、馬氏體的進(jìn)行特征鑒定。本文在初步馬氏體、新鮮馬氏體和殘余奧氏體的學(xué)術(shù)基礎(chǔ)上，對Q＆P工藝處理的馬氏體鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行研究。并在多相結(jié)構(gòu)特征的基礎(chǔ)上，討論Q＆P工藝處理所獲得提高的機(jī)械性能進(jìn)行了討論。</p><p>　　表1 :QP和QT的熱處理工藝參數(shù)（溫度（T）和時間（t））</p><p><b>　　2、實驗過程</b></p><p&

9、gt;　　這種低合金鋼是一種由中央鋼鐵研究所（鋼鐵研究總院）發(fā)明耐磨鋼，它熔化在有30噸的容量電弧爐，然后軋制成截面尺寸為100mm×100mm的鋼坯;。由鋼坯鍛造直徑16mm 鋼棒制備成實驗樣品 。這種鋼的成分為：碳0.21％，硅1.75％，錳0.29％ ，鉻1.03％，鎳2.86％，鉬0.31％，釩0.08％， 鈮0.049％，硫0.001％，磷0.006％（質(zhì)量分?jǐn)?shù)％）。用熱膨脹儀分析記錄Ms溫度375 ℃，樣品經(jīng)Q＆P

10、工藝處理，即首先在900?C下奧氏體化15分鐘，接著在200 - 350℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行鹽浴淬火1分鐘。然后在溫度為500℃鹽浴中進(jìn)行分配處理10分鐘，最后入水淬火，工藝參數(shù)見表1。對比之下，同樣的鋼進(jìn)行傳統(tǒng)的淬火和回火（Q＆T）工藝處理，工藝參數(shù)見表1。在環(huán)境溫度下，用標(biāo)距為25mm，直徑5毫米狗骨形標(biāo)準(zhǔn)試樣，以應(yīng)變率10?3 /秒在英斯特朗電子拉力機(jī) (WE-300型)進(jìn)行拉伸試驗。</p><p>　　經(jīng)

11、過Q＆P4的和Q＆T2工藝參數(shù)處理試樣殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)分別由X射線衍射（XRD）測量。樣品進(jìn)行打磨拋光，然后在以1:9比例鉻酸和蒸餾水配成溶液進(jìn)行電解拋光，從而消除應(yīng)力。 使用PHILIPS APD-10 XRD衍射儀掃描試樣，設(shè)置步進(jìn)式掃描為0.02°／2 s，,掃描測量角度2θ 為 45°~115°。采用石墨單色儀過濾鈷放射，設(shè)置管壓 35V，管流 3mA。測量出奧氏體{200}，{220}，{31

12、1}峰和鐵素體{200}，{211}峰，利用方程式 (1) ， 計算各個峰值奧氏體體積分?jǐn)?shù)，并算出奧氏體的平均體積分?jǐn)?shù)Vi。</p><p><b>　?。?） </b></p><p>　　其中Vi為每個高峰是奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，和 是鐵素體和奧氏體峰整體強度。各個峰的G值如,2.5對應(yīng)， 1.38對應(yīng)， 2.02對應(yīng)， 1.19對應(yīng)， 0.06 對應(yīng)， 0.96對

13、應(yīng) ，這些可以結(jié)合公式（2）計算奧氏體碳含量。</p><p><b>　?。?）</b></p><p>　　為埃奧氏體晶格參數(shù)和x為碳含量的重量百分比。算出奧氏體{220}和{311}峰的平均值作為晶格參數(shù)。</p><p>　　使用二次電子顯微鏡（SEM, S-4300），透射電鏡（TEM, H-800）和電子背散射衍射場的槍掃描電鏡（E

14、BSD/FG-SEM）觀察分析Q＆P4試樣的微觀組織。 同樣利用以上幾種電鏡觀察分析Q＆T2試樣的微觀組織。 將樣品機(jī)械研磨和拋光，然后由2％硝酸酒精腐蝕30秒，并在在SEM顯微組織觀察。使用SISC-IAS圖像分析儀從新鮮的馬氏體等效面積的直徑（DEAD）計算出塊狀體積和尺寸大小。先樣品機(jī)械研磨成厚度為0.04毫米，然后在-20℃的5％高氯酸和95％的酒精溶液中的雙噴機(jī)電拋光，并放在TEM和EBSD上進(jìn)行金相檢驗，電子背散射衍射的映射

15、方向和相位取決于50nm的步長和20μm×20μm的×。最后用TSL-OIM的商業(yè)軟件對EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行分析 。</p><p><b>　　3 結(jié)果與討論</b></p><p>　　3.1、Q＆P工藝處理后鋼的組織特征</p><p>　　經(jīng)過Q＆T和Q＆P工藝處理的鋼在SEM觀察得到的微觀組織，如圖1所示。由此可以看出

16、，通過Q＆T工藝處理所獲得的微觀組織，是典型的板條馬氏體，而且包狀，塊狀和板條的馬氏體可以清晰的區(qū)分處理（圖1a）。然而，Q＆P工藝獲得的微觀組織是完全不同的，（圖1b）可以觀察到，不僅有板條馬氏體機(jī)構(gòu)，而且還有明顯比板條馬氏體大的三角和四角的塊狀體。同時隨著蝕刻時間改變，我們發(fā)現(xiàn)馬氏體基體的結(jié)構(gòu)很容易被腐蝕，而塊狀的相結(jié)構(gòu)是很難驗證沒有進(jìn)一步的熱處理。眾所周知，與新鮮馬氏體相比，回火馬氏體組織很容易被腐蝕，這是因為回火后滲碳體形成沉淀

17、和增加的緣故?；谶@不同的腐蝕結(jié)果，可以得出結(jié)論，易腐蝕的馬氏體基體是第一次淬火形成的初始馬氏體和塊狀馬氏體是第二次淬火時未轉(zhuǎn)換的奧氏體重新轉(zhuǎn)化而成的。為了測量不同相的體積體積的,,使塊狀體顯示成白色（圖1c），并使用SISC-IAS圖像分析儀測量其體積和尺寸大小。和圖1c一樣，圖1d強調(diào)顯示了塊狀相的粒度分布，可以看出平均面積的直徑約為0.2~3納米。這種塊狀相的粒度分布表明了第一次淬火過程中發(fā)生了非均勻相變，這將在3.4節(jié)進(jìn)一步討論

18、。對塊狀'的微觀組織表征'，Q＆P工藝</p><p>　　圖1。掃描電鏡顯微實驗鋼：</p><p>　　傳統(tǒng)的Q＆T過程處理（Q ＆T2的） （b）Q＆P工藝處理（Q&P4） </p><p>　?。╟）Q＆P4工藝處理，塊狀相為白顏色 （d）Q＆P4工藝處理，強調(diào)塊狀相粒度分布</p>

19、<p>　　可以看出，前者接近34.8％值，即未轉(zhuǎn)換的奧氏體的體積分與Koistinen-Marburger相變模型(公式（3））預(yù)測值接近[13]。</p><p>　　圖2 在200?C調(diào)劑1小時的Q＆P工藝鋼的微觀結(jié)構(gòu)， 突出顯示塊狀相</p><p>　　根據(jù)馬氏體微觀組織，假設(shè)所有碳從初始馬氏體分配到未轉(zhuǎn)換的奧氏體，測定塊狀相和殘余奧氏體和體積分?jǐn)?shù)。可以證明，塊狀相是

20、殘余奧氏體的產(chǎn)物，因此是新鮮的馬氏體。</p><p><b>　?。?）</b></p><p>　　其中， 分別表示殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)，馬氏體體積體積分?jǐn)?shù)，馬氏體相變開始溫度，淬火溫度和一個常數(shù)1.1×10?2。</p><p>　　EBSD（電子背散射衍射）是辨別不同相的一種有效的方法，比如α-Fe和β-Fe[14]。通過Q＆

21、P4工藝處理的試樣在FEG-掃描電鏡中電子背散射衍射的結(jié)果和同一區(qū)域中在S-4300掃描電鏡觀測的結(jié)果如圖3所示?？梢钥闯觯瑥腟EM掃描電鏡的圖像中很容易被確定塊狀相（如圖3a），通過EBSD電子背散射衍射圖（圖3c和d）可以相應(yīng)的相結(jié)構(gòu)和晶體取向。(如圖3c和d) 。在圖像中，亮點用來代表的一種相，與黑色的區(qū)域代表另一種相（如圖3b所示）。塊狀階段在SEM圖新鮮馬氏體顯微分析上述特點的基礎(chǔ)上，可以清楚地確定為新鮮馬氏體。類似的SEM顯

22、微圖顯示。2，沒有明確的殘余奧氏體可以發(fā)現(xiàn)（內(nèi)白色虛線區(qū)）?？磥恚瑲堄鄪W氏體主要在包和原始奧氏體晶粒邊界分布，但不是在塊狀階段。 </p><p>　　和上面的分析一樣，在新鮮馬氏體新鮮馬氏體顯微組織特征的基礎(chǔ)上，塊狀相在SEM掃描電鏡圖可以清楚地確定為新鮮的馬氏體。類似于SEM掃描電鏡顯微圖如圖2所示，沒有發(fā)現(xiàn)清晰的殘余奧氏體（內(nèi)白色虛線區(qū)）?？磥?，殘余奧氏體主要分布在晶包和原始奧氏體晶粒邊界，但不是在塊狀相里

23、面。 </p><p><b>　　f</b></p><p>　　圖3、 鋼經(jīng)過Q&P 工藝處理后和的分布</p><p>　?。╝）塊狀相掃描電鏡圖用虛線表示 （b）相圖顯示 （c）Q＆P工藝后的殘余奧氏體分布，新鮮馬氏體的位相圖（IPF）和（d）在奧氏體相（0 0 1）極圖中。塊狀相之間的取向關(guān)系</p><p

24、>　　通過XRD測量，殘余奧氏體相總體量的體積分?jǐn)?shù)為6.8％左右，這就略低于采用x射線衍射的8.4%,測量。 這種測量數(shù)據(jù)的差異可能是由于殘余奧氏體的尺寸或厚度較?。?lt;100 nm）而它無法通過的EBSD測量的緣故。</p><p>　　初始馬氏體和新鮮馬氏體是不同的階段的奧氏體和不同成分的母相奧氏體轉(zhuǎn)化而成的。 我們非常非常有趣地測量它們之間的位相關(guān)系。 圖3C在IPF彩色圖中顯示了塊狀相的

25、形貌特征，這種塊狀相如圖3a所示。 為了解殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變行為，在{001}奧氏體的極圖上提出塊狀相（新鮮馬氏體）和周圍的初始板條馬氏體的取向關(guān)系（如圖3d）。很容易可以看出新鮮馬氏體和初始馬氏體取向關(guān)系服從K-S取向關(guān)系法 [15]。通過TEM對由富含碳的殘余奧氏體轉(zhuǎn)化而來的新鮮馬氏體組織進(jìn)一步觀察。如圖4所示。通過電鏡的觀察可以發(fā)現(xiàn)三角（圖4a）和四邊形（圖4b）的塊狀相。 與低溫回火馬氏體結(jié)構(gòu)相比，可顯著體現(xiàn)四個特征。第一是其新鮮

26、馬氏體塊狀大小約0.2~3μm，第二，新鮮馬氏體的板條厚度約0.1~0.2μm，這是比板條厚度為0.2~0.3μm的初始馬氏體更薄， 第三，一個新鮮的馬氏體晶粒中只存在一個單包領(lǐng)域。最后，殘余奧氏體薄膜的厚度小于100nm（如圖4c和d所示）。 </p><p>　　圖4 Q＆P鋼在透射電子顯微鏡（TEM）下微觀組織（a）三角塊狀相，（b）四角塊狀相，（d） 塊狀相內(nèi)新鮮板條馬氏體的明場圖像 （d）塊狀相中奧

27、氏體薄片的暗場圖像 </p><p>　　3.2、Q＆P鋼組織中碳分布和奧氏體體積分?jǐn)?shù)</p><p>　　在500℃下，使得不同的碳溶解度的鐵素體和奧氏體再分配的碳， 這被稱為 碳分配過程。 在這項研究當(dāng)中，初始馬氏體和這塊狀相的碳分配情況可以通過掃描電鏡當(dāng)中的電子能量分散光譜（EDS）定性地測量。如圖5a和b所示，碳分布沿水平白線移動。眾所周知，碳含量是不能定量測定的，但我們?nèi)匀荒軐?/p>

28、不同相的碳含量進(jìn)行定性地判斷。</p><p>　　圖5、在Q＆P工藝中定性測量碳分配的微觀組織（a）區(qū)域1和（b）區(qū)域2，</p><p>　　都顯示在塊狀相（新鮮馬氏體）比初始馬氏體的碳含量更高</p><p>　　從圖5a和b可以看出，“塊狀”型相（即新鮮馬氏體）的碳含量高于基體相（初始馬氏體）。這一結(jié)果表明分區(qū)，在500?C下等溫?zé)崽幚磉^程中，碳從初始的馬氏

29、體到殘余奧氏體和富碳奧氏體進(jìn)行分配。鋼試樣中殘余奧氏體量8.4％來自于Q＆P4工藝處理和3.3％來自于Q&T2工藝處理的來。這明顯的展現(xiàn)在衍射剖面中（圖6）。 </p><p>　　圖6 經(jīng)過Q＆P工藝（Q＆P4）和傳統(tǒng)的Q&T 工藝（Q&T 2）處理的樣品的XRD圖譜 </p><p>　　圖7 經(jīng)過傳統(tǒng)的Q＆T或Q＆P的機(jī)械性能 </p><

30、p>　?。╝）由Q＆T或Q＆P處理后鋼的工程拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線和（b）拉伸試樣的總伸長率（A）和拉伸強度（R m）的函數(shù)。</p><p>　　3.3、拉伸應(yīng)力 - 應(yīng)變曲線</p><p>　　圖7顯示Q＆T工藝和Q＆P工藝處理的樣品的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，工藝參數(shù)如表1所示。 相應(yīng)的機(jī)械性能如拉伸強度（Rm），屈服強度（Rp0.2），均勻伸長率（Agt），總伸長率（A）和面積減少（z）

31、，列于表2中。從Q＆P工藝處理后樣品的工程應(yīng)力 - 應(yīng)變曲線（圖7A）和表2可以看出均勻伸長率的平均值高達(dá)8％左右，高于 Q&T 處理的鋼，其均勻伸長率的平均值為5％。 另外，在Q&T 工藝處理過程中，低溫回火沒有改善其延展性，在高溫可以稍微改善的延展性，這不僅不僅降低拉伸強度（Rm），反而抗拉強度（Rm）急劇下降。 然而，在Q＆P處理過程中，抗拉強度1400MPa和延展性提高了16.5％左右。 Q&P 和Q&a

32、mp;T工藝的鋼產(chǎn)品的總伸長率與拉伸強度按（Rm ×A）計算，并在表2中給出結(jié)果。 由此可以看出，Q&P工藝處理的鋼材 Rm ×A 值可以達(dá)到24Gpa％，優(yōu)于，Rm ×A 值為22 Gpa％的Q＆T工藝鋼材，由圖7b所示。這意味著，與傳統(tǒng)的Q&T工藝相比，Q&P工藝不僅能保持較高的拉伸強度，而且能提高延展性。如表2所示，與經(jīng)過Q＆T工藝處理的超高強度（Rm?1400Mpa）鋼的拉伸

33、伸長率，面積減少</p><p>　　表2 Q＆P和Q＆T工藝處理的鋼的機(jī)械性能</p><p><b>　　3.4、討論 </b></p><p>　　3.4.1、顯微組織和力學(xué)性能 </p><p>　　從這項研究的顯微觀察當(dāng)中，可以在這里總結(jié)了Q＆P工藝處理的試驗鋼的顯微組織，包括：（i）初始馬氏體厚度約0.2–

34、0.3μm，體積分?jǐn)?shù)約為65.2％（圖4a和b），它很容易腐蝕這是由于先淬火后高溫回火引起的（圖1a和b），（ii）新鮮馬氏體的厚度約0.1-0.2μm，體積分?jǐn)?shù)約26.4％（圖4c和d），它由富含碳的殘余奧氏體轉(zhuǎn)化而成的（iii）殘余奧氏體主要分布在領(lǐng)域邊界和原奧氏體包的界，通常被認(rèn)為是一個未轉(zhuǎn)換的奧氏體在淬火過程中保留了一部分原奧氏體邊界。它的體積分?jǐn)?shù)約8.4％，碳含量約0.91％（圖3A和B），另外有趣的特點是和其他常規(guī)淬火一樣，

35、一個塊狀相內(nèi)有一個單晶包，位相關(guān)系服從K–S定律，這可能是由于奧氏體在第一個通過淬火晶粒的尺寸 (0.2–3μm)非常細(xì)微的緣故。</p><p>　　在通過EBSD，TEM和XRD對奧氏體表征基礎(chǔ)上，可以發(fā)現(xiàn)，Q＆P工藝更有效地增加殘余奧氏體，并獲得硬的基體相。因此，理論上高的拉伸強度和延展性的提高可以通過Q＆P工藝來獲得。 工程應(yīng)力 - 應(yīng)變曲線（圖7）表明，經(jīng)過Q＆P工藝的鋼后延展性的提高主要源于均勻伸長

36、率的增加，這就是從奧氏體相和復(fù)合組織（圖6）的體積分?jǐn)?shù)增加的好處。因此，這項研究證明了，Q＆P工藝的理念來以獲得較硬的基體相和殘余奧氏體的多相結(jié)構(gòu)是可行的，因為在初始馬氏體和新鮮馬氏體可以提高抗拉強度，而殘余奧氏體可以提高延展性，而且多相組織結(jié)構(gòu)可以有效禁止裂紋萌生和擴(kuò)展。與TRIP鋼相比，經(jīng)過Q&P工藝處理的實驗鋼Rm×A值高達(dá)24Gpa％，這是比Gpa21％的TRIP600[16]高。此外，實驗鋼的Q＆P工藝后的拉

37、伸強度約1400Mpa，這是TRIP800鋼的兩倍。因此可以得出結(jié)論Q＆P工藝是制造超高強度鋼的一種有前途的方式，并且能獲得相對高的韌性水平。 </p><p>　　3.4.2、在實驗觀察和CPE模型預(yù)測中相組分和碳含量的比較</p><p>　　根據(jù) Speer 等人提出的準(zhǔn)平衡約束模型（CPE）[17]，現(xiàn)在，不同相結(jié)構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)可以計算出來的，如Q＆P工藝處理后初始馬氏體，新鮮馬氏體

38、和殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。在本案中，實驗鋼淬火到280 ℃，然后在500 ℃下碳分配。初始馬氏體體積分?jǐn)?shù)計算為64.80％，新鮮馬氏體體積分?jǐn)?shù)約為30.71％，根據(jù)CPE的模型，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)大約為4.49％，碳濃度大約是0.68％。 表3給出了Q＆P4工藝實下的驗測量值和計算結(jié)果。可以看出，根據(jù)CPE的模型計算不同相的結(jié)果大致與我們的測量值一致。表3可容易發(fā)現(xiàn)，保留下來的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)的差異及其碳含量分?jǐn)?shù),這可以解釋為在第一次淬火工

39、藝非均勻相變和在分配過程中，在不同粒度尺寸的奧氏體不同碳分配行為。眾所周知，低碳馬氏體領(lǐng)域由兩種類型馬氏體形成，一個是平行板條狀，另一種是細(xì)分先前初始奧氏體晶粒后產(chǎn)生的不同地方的板條馬氏體[18-20]。 其實馬氏體相變是相當(dāng)復(fù)雜的，可以預(yù)計，在晶界和相界區(qū)域中未轉(zhuǎn)換的奧氏體晶粒尺寸可能很小，但包圍在相領(lǐng)域內(nèi)的奧氏體晶粒體積較大。我們知道，奧氏體晶粒越小，奧氏體晶粒之間的界面面積越大。他們單位馬氏體相包圍的奧氏體</p>

40、<p>　　表3 Q＆P工藝后，初始馬氏體、新鮮馬氏體和殘余奧氏體的的體積分?jǐn)?shù)和碳含量</p><p>　　使用表3中給出的數(shù)據(jù)， </p><p><b>　　(4)</b></p><p>　　Cav，Cγ，fγ和ffresh-M分別是平均碳含量，殘余奧氏體的碳含量，殘余奧氏體分?jǐn)?shù)和新鮮馬氏體分。在新鮮馬氏體的平均含碳量最多約0

41、.5％左右 ，這是不足以讓大晶粒奧氏體在室溫下保留的，因此它轉(zhuǎn)化成新鮮馬氏體。 所有殘余奧氏體碳含量的實驗測量和新鮮馬氏體的碳含量計算結(jié)果表明有奧氏體相碳分配后碳的不均勻分布。上面討論這兩種相尺寸大小和碳含量的差異可以解釋為什么只有小尺寸或納米厚的奧氏體被保留，經(jīng)過Q＆P工藝處理后大型奧氏體轉(zhuǎn)化成塊狀型新鮮馬氏體。碳含量分布不均勻的解釋是殘余奧氏體的碳含量較高，如在Speer 提出的均質(zhì)碳分配行為的基礎(chǔ)上，在未轉(zhuǎn)換的奧氏體中的X射線衍射

42、實驗測量比理論計算值高[17]。 </p><p>　　如上所述，第一次淬火后未轉(zhuǎn)換的奧氏體晶粒尺寸在碳原子的擴(kuò)散和最后殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)上起著重要作用。進(jìn)一步說明與奧氏體晶粒尺寸分布和碳的擴(kuò)散動力學(xué)相關(guān)的碳分布理論計算是必要的，它有助于理解碳分布不均勻性和與奧氏體大小相關(guān)的熱穩(wěn)定性。同時與傳統(tǒng)的Q＆T工藝相比，Q＆P工藝產(chǎn)生強度較高的馬氏體基體和韌性較好殘余奧氏體的組織，因此它會是更有效地事強度和韌性良好結(jié)合

43、，這也是這項研究所證明的。 </p><p><b>　　4、結(jié)論 </b></p><p>　　在這項研究中，通過SEM，TEM，EBSD技術(shù)和X射線衍射,詳細(xì)地表征了Q＆P工藝處理后的21Si2Ni3鋼組織特征，。結(jié)果歸納如下， </p><p>　?。?）結(jié)果發(fā)現(xiàn)，塊狀相是新鮮馬氏體，初始馬氏體服從K-S的取向關(guān)系。新鮮的馬氏體板條厚度是

44、比初始馬氏體板條厚度略薄，這是因為在未轉(zhuǎn)換奧氏體的碳原子的富集。 </p><p>　　（2）Q＆P工藝處理后的組織是一個初始馬氏體，新鮮馬氏體和殘余奧氏體的混合物。殘余奧氏體主要分布在高角度邊界地區(qū)，如前奧氏體晶粒邊界和包邊界。</p><p>　　（3）實驗測量相的體積分?jǐn)?shù)和其碳含量大致與施佩爾提出的CPE模型預(yù)測的一致。在分區(qū)過程中，殘余奧氏體分?jǐn)?shù)和碳含量的實測值和CPE模型下的預(yù)測

45、值的不同，主要歸因于第一次淬火形成的未轉(zhuǎn)化的奧氏體晶粒尺寸和碳分配的不同。 </p><p>　?。?）Q&P工藝處理的低碳鋼由一個高強度的基體（初始馬氏體和新鮮馬氏體）和高韌性的殘余奧氏體組成，從而使強度和韌性的完美結(jié)合。 </p><p><b>　　致謝 </b></p><p>　　這項研究是由國家高技術(shù)研究發(fā)展計劃2009A

46、A03Z519和中國國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃（973計劃）編號2010CB630803 </p><p><b>　　參考文獻(xiàn) </b></p><p>　　[1] X. Wang, S. Wang, L. Hua, J. Mater. Sci. Technol. 11 (1995) 440.</p><p>　　[2] K. Sugimoto

47、, M. Kobayashi, S. Yasuki, Metall. Mater. Trans. A 28A (1997) 2637.</p><p>　　[3] B.C. De Cooman, Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 8 (2004) 285.</p><p>　　[4] Wang Xiao-dong, Wang Li, Rong Yong

48、-hu, Heat Treatment 23 (6) (2008) 8.</p><p>　　[5] H.K.D.H. Bhadeshia, R.W.K. Honeycombe, Steels: Microstructure and Properties,</p><p>　　3rd ed., Elsevier, UK, 2006.</p><p>　　[6] G.

49、 Krauss, Steels: Processing, Structure, and Performance, ASM International,</p><p>　　USA, 2008.</p><p>　　[7] D.K. Matlock, V.E. Brautigam, J.G. Speer, Mater. Sci.Forum426–432 (2003) 1089.</p&

50、gt;<p>　　[8] D.V. Edmonds, K. He, F.C. Rizzo, et al., Mater. Sci. Eng. A 438–440 (2006) 25.</p><p>　　[9] F.L.H. Gerdeman, Diploma Thesis, Aachen University of Technology, Germany,</p><p>

51、<b>　　2004.</b></p><p>　　[10] M.J. Santofimia, L. Zhao, R. Petrov, J. Sietsma, Mater. Charact. 59 (2008) 1758.</p><p>　　[11] M.J. San tofimia, L. Zhao, J. Si etsma, Met. Mater. Trans.

52、 A 40A (2009) 46.</p><p>　　[12] B.B. Cullity, Elements of X-Ray Diffraction, 2nd ed., Addison-Wesley Publishing</p><p>　　Co., Inc., 1978.</p><p>　　[13] D.P. Koistinen, R.E. Marburge

53、r, Acta Metall. 7 (1959) 59.</p><p>　　[14] J.R. Michael, R.P. Goehner, MSA Bull. 23 (1993) 168.</p><p>　　[15] S. Morito, H. Tanaka, R. Konishi, et al., Acta Mater. 51 (2003) 1789.</p><

54、;p>　　[16] M.A. Mingtu, M.F. Shi, Iron Steel 39 (7) (2004) 68.</p><p>　　[17] J. Speer, D.K. Matlock, B.C. Cooman, et al., Acta Mater. 51 (2003) 2600.</p><p>　　[18] A.R. Marder, G. Krauss, Tran

55、s. ASM 62 (1969) 957.</p><p>　　[19] G. Krauss, A.R. Marder, Met. Trans. 2 (1971) 2343.</p><p>　　[20] J.M. Marder, A.R. Marder, Trans. ASM 62 (1969) 1.</p><p>　　[21] S.V.D. Zwaag, L.