材料与设计

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机械性能的双相铁氧体改进马氏体下坚韧强大的铁素体形成AISI4140钢。

本文一直关注于细节，调查AISI4140热的机械性能根据ferriteâ可治疗钢€ “马氏体双相（ DP）在与中微观相结合常规淬火 - 回火（ CQT ）全马氏体状态。为此，各种各样的ferriteâ €的“含的铁素体和马氏体微相不同体积分数马氏体DP样品采用分级淬火的热处理工艺为600℃电流为20A € “ 55号举行的时间已经发展与在相同的情况下被奥氏体化860 ℃，60分钟后，随后的热油淬作为对CQT值的条件。在完成回火的热处理已进行了在600 ℃30分钟对于这既是为了优化strengthâ € “延展性直接淬火马氏体全面和DP样本组合。光显微镜和电子显微镜已被用于与机械测试一起使用，以评估DP和CQT热处理样品中的structureâ € “财产关系。实验结果表明，在DP显微组成有关的细晶粒边界7 ％的体积分数铁素体马氏体的附近具有优良的机械性能相比，相关的那的CQT条件。这些意见是合理的较高碳浓度计剩下的亚稳奥氏体导致难以形成马氏体在随后的热油淬火，等发展更难铁素体晶粒为更多的约束引起的后果在剩余的奥氏体相邻的马氏体相变过程中的铁素体晶粒铁素体区。在薄的连续的晶界铁素体的附近的更高的马氏体体积分数网络已经与较硬的铁素体的形成相关联，从而导致较高的加工硬化在很短的时间行为治疗的DP样本。此外，已经发现，为了优化铁素体 - 马氏体的DP样品的机械性能，两个独立的参数应该是同时控制：一种是铁素体的体积分数，另一种是铁素体的形态。

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1引言

低合金双相（ DP）钢与铁素体 - 马氏体已经开发了在过去几十年以前，已经提供令人印象深刻的机械性能，例如连续屈服行为和优越的强度 - 延展性组合[ 1-7 ] 。这些有利的特性是绝对相关的特定微观其中软磁铁氧体矩阵提供了良好的延展性，而硬质的马氏体相起着承载作用[8,9] 。一种用于制造铁素体的最实用的方法马氏体显微组织的DP已被关联到在c两相区退火热处理+两相区导致铁素体和奥氏体区域的形成区域并且，该亚稳奥氏体相可转化为马氏体或一些其他的低温转变的在随后的快速冷却或等温保持产品在较低的转变温度热处理[10,11] 。

Fallahi概括[ 12 ]调查了显微组织的影响在铁素体 - 马氏体的机械性能低碳双相钢和报告的35-40 ％的形成马氏体中与剩余的结合体积分数铁素体面积已与优化的抗张强度和冲击性能。袋等。 [13,14]研究了关系微观结构和铁素体 - 力学性能之间包括更高的马氏体体积分数马氏体双相钢并观察到细分散的铁素体的等量和马氏体微相是有关的最佳组合塑性，韧性和抗张强度。 Movahed等。[ 15 ]有结论是，拉伸强度，伸长率和断裂能铁素体 - 马氏体低碳DP钢的可同时的增加而增加的体积分数马氏体直到大约50 ％的马氏体的峰值，然后它们被降低以进一步提高马氏体的DP的微观结构。这些研究的结果是相反与以前的一些研究结果报道，机械铁素体 - 马氏体双相钢的性能还可以通过进行预测混合液法[ 16〜19]的一般规则。这些参数仍正在进行中，没有协议已经未到。

这是一个众所周知的事实，即马氏体体积分数的旁边，拉伸强度及低合金铁素体 - 马氏体的延展性DP钢所影响的一些其他微结构的变量，例如原奥氏体晶粒大小，形态和分布马氏体，和铁素体的性质和量。因此，这些因素应该仔细调查，以评估各参数对延展性的分离效果和硬化DP钢的反应。目前的工作已经集中在铁素体的体积分数和铁素体的形态的影响关于铁素体 - 马氏体的DP的机械性能在微观商业AISI4140钢相比与的CQT条件。

2材料和实验程序

在本次调查所使用的钢材是商业AISI4140钢具有表1所示的化学组成。所有提出的热处理过的样品是从如接收的切直径20毫米不锈钢棒和后首先被规范化加热到860℃ 60分钟。然后，在DP样品进行向，以实现各种ferriteâ € “热处理周期马氏体结构。对于每个样品的DP ，热处理过程已经包括以下连续步骤组成：（a ）在再加热860℃ 60分钟得到充分均匀的奥氏体结构; （二）在盐浴在600℃浸泡电流为20A € “ 55秒到实现各种形态的铁素体和铁素体体积分数; （三）淬火在70℃热油浴进行改造所有剩余的亚稳奥氏体向马氏体;以及（d）回火，在600 ℃下30分钟，以优化strengthâ € “延性性能。热治疗方案随后获得直接淬火马氏体全样本包括上述热处理除步骤的过程（ b）所示。这些热处理周期示概略图 1 。

根据ASTM的方法制备抛光试样：（http://www.astm.org/Standards/E3.htm ）标准和蚀刻以2％的硝酸乙醇溶液，以揭示一般显微在光学显微镜下观察。的体积分数的铁素体和马氏体是用点计数法测定的根据ASTM E562 （ http://www.astm.org/Standards/E562.htm ）标准条件。微观结构表征扫描电子显微镜下还检查（ SEM）模型TESCAN -VEGA - II在加速电压下工作15千伏。

维氏硬度计测量为30千克的负荷中进行在两者的直接回火淬火和DP样本未回火条件。显微硬度测试也进行出内铁素体用5克施加20秒持续时间的负载采用未来科技显微硬度计机加载时间模拟FM700 。二者硬度数据的由至少收集每个样品5个读数，数据被报告为维氏硬度值（ VHNs ） 。所有样品的表面进行纳米压痕测试是机械抛光，其后电抛光以除去所有的受损层。纳米压痕试验共进行了内铁素体使用CSM机器型号NHTX S / N ： 001-03119与Berkovich压头和末端截断用的熔凝硅石参考校准标本。分析为尖端校准和计算硬度进行了基于使用由Oliver的方法和法尔[20] 。高峰负荷为10.00mN与一个关联20分钟/分钟负荷率。

标本以及测试程序的大小和几何形状分别按照ASTM ：E8 （ http://www.astm.org/Standards/E8.htm ）标准拉伸试验用Instron试验机型号5586 。室温夏比V型缺口根据在L- T方向（ CVN）冲击试验进行ASTM的： E23 （ http://www.astm.org/Standards/E23.htm ）标准条件使用Zwick / Roell集团阿姆斯勒机型420 。

3 结果

3.1 显微组织观察和硬度

3.1.1 光学显微镜和显微硬度

图2显示了典型的光显微图直接淬火油 马氏体淬火ferrite-martensite DP微观结构和步骤 结合相关的铁氧体显微硬度 在600 C为各种持有时间开发。 图2(a)表示 直接淬火试样的微观结构特征 许多包金属丝网和个人的平行对齐 马氏体单元内的数据包。 观察到,迪拜 微观结构的特点是铁素体和马氏体的混合物 microphases,铁素体显微组分类型 揭示了更多的多边形形态不再等温控股 时报》表示。 同时,铁素体晶体更精细和困难 的形式更连续晶界网络短 次20到25的治疗DP样本(无花果。2(b)和(c))。随着 等温保持时间已经增加,形成的 多边形/ quasi-polygonal铁素体形态已经越来越多 常见的前奥氏体晶界。 在30年代控股 时间,铁氧体的数量大,铁素体形态 已经与多边形的混合物/ quasi-polygonal吗 的外表,是显示在图2(d)。 图2(e)的礼物 显微结构的发展与铁氧体显微硬度 在600 C DP样本等温地改变了 45 s。图2(f)显示了相关的显微硬度值 铁素体形成规范化的标本。 这种微观结构 已经具有大量多边形的一部分吗 铁素体和暗对比主要是珠光体或区域 堕落珠光体。

显微硬度测量铁素体的变化在形成等温转变，在600℃的DP标本针对不同时期的保温时间也已呈现图。 3，很显然，在铁素体的显微硬度已经下降随着等温保温时间，并最终达到平台期。在铁素体显微硬度的快速初始下降图。 3已涉及到铁素体的形态的变化从细连续晶界的多边形混合/准多边形的外观，并且在高原关联与微结构中含有较多的多边形/准多边形铁素体，作为被显示在图2 ，在一个更长的等温保温时间，一个具有实质性的体积分数微观结构多边形铁素体的形成并显微硬度有被继续回落下来在获得一个恒定值归一化的样品是对应于该微观结构的多边形铁素体。表1所研究的AISI4140钢（以重量％计）的化学组成。E. Fereiduni ， SS卡西米Banadkouki /材料与设计56 （2014 ） 232-240图 1，原理图，表示在本次调查采用的热处理周期：（1 ）铁素体 - 马氏体的DP周期;及（b ） CQT条件

图。 2，直接油的光学显微照片淬火马氏体满（a）和ferriteâ与在600℃下得到的铁素体显微硬度协会€ “马氏体DP样本： （二）20秒; （三） 25秒; （四） 30秒; （五） 45秒;及（f）的归一化样本。各种铁素体形态（连续晶界铁素体的形成： CGBF ;准多边形铁素体： QPF ;多边形铁素体： PF）和马氏体（M ）标明在显微照片

图。 3，改变铁素体显微硬度等温保温时间的函数在600℃下得到的样品的DP

3.1.2 纳米硬度压痕
内铁素体的各种纳米压痕试验已进行了评估铁氧体硬化反应在ferriteâ € “马氏体DP的微观结构。图。 4显示了典型的平均loadâ € “卸载位移曲线用于DP样品中的铁素体纳米压痕在600℃下获得的关于各种恒温保温时间。在每图中，垂直轴对应于施加的负载的值而水平一表示的穿透深度压痕。如可以观察到，对于10.00 MN恒定峰值负载，渗透的最大深度已经显著增加在305 ， 320和340nm处的等温的顺序保持时间已被选择为20 ， 30和45秒，分别。欲了更多的比较，相关的平均铁素体纳米硬度结果已被发表在曲线的顶部左手中所示图 4。这些结果意味着，较高的铁素体纳米硬度值已与DP样品等温转变相关联在600℃保持时间较短。

表2还比较了铁素体的显微硬度的结果，在与铁氧体纳米硬度为DP样本协会在600℃等温地获得关于各种保持时间。作为观察到，纳米硬度值的水平大大高于该显微硬度的数据，这是在具有良好的协议报道一些研究者的结果，证实了
纳米压痕测量似乎因被高估强烈的尺寸效应纳米硬度测试[ 21Â € “ 25] 。对照与该关联硬度的微观结构演变数据表明，在铁氧体中的主要区别硬化反应可以在铁素体的变化相关联形态学和DP样品中开发的铁素体的体积分数在600℃下获得的各种保持时间。

图 4。平均负载 — — 卸载位移曲线的铁氧体纳米压痕为在 600 C 等温转变的 DP 样本： (a) 20 s ；(b) 30 s ；和 (c)45 s。峰值负载为 10.00 锰在应用的加载速度的协会20 锰/min。

3.1.3 电子显微照片和宏观硬度图。

图5示出典型的扫描电子显微镜（SEM ）显微照片直接油淬满马氏体与配合在这两个步骤，骤冷ferriteâ € “马氏体DP显微回火和未回火的热处理条件。如可以观察到的，铁素体和马氏体微相已区分与铁素体晶粒的良好对比解析边界从未回火的DP样本采取的显微照片。图。图5（a ）表示细晶粒界铁素体的形成在原奥氏体晶粒在600℃获得的DP标本20秒。随着保温时间已经增加，则奥氏体/铁素体界面已经成长为原奥氏体粒，从而导致更多的多边形/准多边形铁素体的形成，为被表示在图中所示的显微照片。图5（b ）为在600℃ 45秒获得DP的标本。相关电子直接油淬火显微照片全马氏体，步调质20和45秒处理的DP标本回火后热治疗方法也示于图图5（c ） €“ （E ） ，分别。该图。 4 ，平均loadâ € “卸载铁氧体纳米压痕位移曲线在DP样品等温转变在600℃ ： （一） 20秒; （二） 30秒;及（c ）45秒。高峰负荷为10.00 MN与所施加的负荷率协会20分钟/分钟。回火样品的SEM照片刻意确认一个显著恢复的铁素体和马氏体晶体有已经发生的所有的微结构，这样形成的细颗粒硬质合金的开发在一个相对无特色铁素体基体。

图 6比较直接的油淬全面的宏观硬度与铁素体 - 马氏体DP的样品马氏体在两个回火未回火条件。至于被观察到的未回火标本，直接淬火试样具有最高相关与铁素体 - martensit比较宏观硬度值。

表2直接淬火油（ DOQ ）和ferriteâ的表征€ “等温转变在600℃的各种保温时间马氏体DP样品。图。 5各种热处理的样品的典型的SEM显微照片：未回火20秒（ a）和45秒（ B）的DP标本; （三） CQT样品;回火20秒（ d）和45秒（五） DP样本。
回火的热处理进行了在600 ℃30分钟为直接油淬灭充分马氏体和步骤冷ferriteâ € “马氏体DP样品。

DP的样品，并且DP样品的宏观硬度过与降低马氏体体积显著下降分数在DP样品中。在宏观硬度测量很短的时间（ 20秒）的DP处理样品和完整的马氏体结构由于硬质的铁素体相结合的存在可以解释与在微高的马氏体体积分数。该
直接油淬试样的显微组织为马氏体充分的DP的试样的显微组织是由在铁素体和马氏体微相。回火等热处理后，宏观硬度的结果已经显著下降约两个CQT的相似值，很短的时间（ 20秒）的DP处理的样品。此外，强化宏观硬度数据已略有下降与减少马氏体的体积分数在DP微观结构。

图6。 宏观硬度的马氏体体积分数的函数的变化直接油淬（ DOQ ）全马氏体和淬火步ferriteâ € “马氏体DP的样品两者的钢化玻璃和未回火条件。回火热治疗反应在600 ℃进行30分钟的所有样品。

图8伸长率。比较的CQT热处理条件与DP的在600℃下获得的各种保持时间的样品。在DP样本回火在600℃在相同的条件下对CQT 1 30分钟。

3.2 拉伸性能

基于整体硬度的测量，本调查已经进行了表征进一步机械
含高马氏体体积的DP样本性质因为较高的机械相似的CQT的分数条件。因此，图7比较收益率的变化和极限拉伸的直接淬火马氏体充分与优势该ferriteâ的€ “马氏体DP回火后标本600 ℃30分钟。很显然，作为等温保持时间已经增加，拉伸强度逐渐增大直到达到DP样本中的峰值强度值获得在600℃进行20秒的微观结构，包括约7％ ，其中在薄的连续晶界铁素体的体积分数附近马氏体。进一步提高等温保持时间在600℃已经在拉伸一些相关的递减由于较高的铁素体的形成在DP优势微观结构。

图 8还示出了在CQT热处理的样品的断裂伸长率与DP的样本进行比较。如被示出，该伸长已在DP样品中被线性的增加而增加
保温时间。

3.3 韧性的特点
CQT和回火之间的断裂能的比较DP的样品已被显示在图9，根据研究结果，有用于吸收冲击能量的一个相当大的差异CQT和DP样本之间。几乎相似的硬度等级，吸收断裂能的最小值已将相关在CQT热处理状态，而所获得的DP样本在600℃ 20秒已经具有较高的22％吸收的关联冲击能量，如果被比较到的CQT之一。

图7。屈服和极限抗拉强度CQT和DP样品强度的变化。在DP的样品在600℃的盐浴温度为各种期间获得的保持时间，然后回火在600℃在相同的条件下30分钟，以该CQT之一。

3.4 加工硬化指数

霍洛曼方程[26]已被广泛用于描述流低合金钢的行为和可以改写为以下内容：ř ¼肯ð1Þ其中“R”表示所施加的应力和'e'的对应于应变，而“K”和“N”是常数值被称为强度系数和应变硬化指数，分别为。'N'已被用于应变硬化指数值比较材料的加工硬化。价值较高“n”的是对应于较高的加工硬化和更缩口状态前的变形。

为了加工硬化行为的CQT的比较用该DP的标本，在霍洛曼方程。 （1）已被用于绘制在对数刻度和装修相关的应力 - 应变数据它们之间的线性关系。线的斜率给出了应变硬化指数的值'N '，而它与横截面LN E = 0已与加强系数。表3与宏观硬度的关联比较的'K '和'n '的值CQT与该DP样品的数据。作为被观察，有是的'K'和值'N '之间存在着相当的差异20秒的DP处理样品中的CQT的人比较。此外，的'K '和'n '的值已减少而增加铁素体的体积分数在DP样品中。这些结果表明该加工硬化的20行为处理的DP样品因为“n”的值较高的比其它样品的更高和' K' 。因此，所观察到的更高的产率和极限拉伸第20号第强项处理的DP样品中要么比较CQT样品或其它DP的人可以与较高的工作硬化行为。

图 9。夏比吸收的CQT的冲击能量和ferriteâ € “马氏体DP样本在600℃获得了20和25秒。所有样品都回火，在600 ℃下30分钟。

4讨论

4.1上铁氧体形态的性质

基于实验的结果，它被发现铁氧体形态和铁素体体积分数是安静的变量在不同举行多次获得在 600 C 的 DP 样本（图 2 和 5）。在早期阶段的等温保温时间，铁氧体一般有核和成长作为一种细颗粒边界拥有卓越的连续性与低容量的形态在事先奥氏体晶界的分数。作为等温持有时间已增加在 600 C、 美好的铁素体水晶已越过事先奥氏体谷物，从而导致高体积分数的另一只手的铁素体的形成和从连续晶粒边界到铁氧体形态的改变连续晶粒边界和准多边形铁氧体的混合物另一方面。进一步增加的等温保温时间一直涉及更多的多边形铁氧体形态的形成在 DP microstructu

这是众所周知的事实的奥氏体向铁素体相变已与重大关联成分DP 微观结构中的更改。结构的改变可以由长范围扩散的碳和替代式开发合金元素中的铁素体和奥氏体等温过程在 600 C、 造成重大高碳分区举行在剩余的亚稳奥氏体铁素体区附近。这些亚稳奥氏体晶粒可以转化成更高在随后的热油淬火马氏体。因此，适当控制，在铁素体体积分数和铁氧体形态是伟大的实际办法的淬火中的响应铁氧体 — — 马氏体 DP 微观结构。这些结果表明，DP 样品的力学性能，不仅关系到铁素体体积分数，但也对铁氧体形态。因此，可以断定，通过控制铁氧体卷分数和铁素体形态，适当控制DP钢的马氏体体积分数，其机械性能可以修改。

4.2 加强永磁铁氧体机制

在本研究中，铁素体的形成一直是用所得到的试样的DP各种硬度相关联在600 ℃下不同保温时间（图2A € “4 ，表2）。在一个较长的保温时间，碳和置换原子可以以不协调的方式来跨过C / A接口办成unequiaxed晶格变化，同时造成最小的应变能。这种增长模式由溶质原子与当地平衡长距离扩散控制，被确定为C / A接口[ 28 ] 。由于形成多边形铁素体涉及到更多的扩散重排通过在延长的等温保温时间开发的铁原子600℃ ，这个过程不会导致转型积累应变，因为更多的热激活弛豫铁素体中，导致较低的硬化响应于这种类型的铁素体。符合我们的实验结果，一些研究者[29,30]也报道，准多边形铁素体是相对在与多边形铁素体比较困难，从所得在较低温内铁素体产生较低的热弛豫保温时间。

有趣的是指出,高铁素体硬化反应在不断开发/ quasi-polygonal铁素体形态相比与多边形铁素体也可以部分相关几何必需位错的密度在住宿的体积膨胀和剪切形成的在随后的马氏体铁素体内变形产生相变在相邻untransformed c /接口[31]。 马氏体体积分数越高相关更多数量的铁素体是界面位置通过马氏体体积和形状的影响相位变换,因此移动位错分布越来越多的homogenously铁氧体颗粒分布毗邻马氏体区在DP样本。 这提出了铁氧体硬化机制是更有效的铁素体的存在薄连续晶界形貌,导致明显的铁氧体硬化反应可以安静的变量在特定的铁素体晶粒,位置吗靠近ferrite-martensite接口更加困难比铁素体的内陆地区。 另一方面,这铁素体硬化反应可以与以下现象:一个是外在转换住宿塑性应变硬化造成的错配形成马氏体转换,,另一个是塑料的不兼容性在铁素体/马氏体接口相关[32]。 因此,基于整体的显微结构的力学特性迪拜的样品(特别是高马氏体的存在表3加工硬化的结果结合宏观硬度数据直接淬火油和短时间内(20年代,25 s)治疗DP样本。 所有的样品都是回火600度30分钟。样品标记宏观硬度(HV30公斤)强度系数(K)应变硬化指数(n)CQT 315 3860 0.874因此，铁素体硬化响应一个显著部在很短的时间（ 20秒）处理的DP样本观察可以在开发中内部制约短期合理化的铁素体，以容纳的体积膨胀和在随后的马氏体相剪切变形引起的在相邻的其余亚稳奥氏体转变铁素体区。这一结论也符合一个好协议库马尔等人。 [34]的研究结果，报告说，铁素体显微硬度可以连续地增加铁素体体积分数一直在ferriteâ € “贝氏体显微组织的DP下降。他们报道在铁素体硬化反应约8 ％的变化可发生在ferriteâ €含“贝氏体显微组织的DP10Â € “ 50 ％贝氏体。然而，在目前的工作，建议铁氧体硬化行为是更为有效的（ 155 ％），在比较与的Kumar等人。 ferriteâ € “贝氏体DP调查。这明显在铁素体硬化响应的差异可以与该更高的约束和内铁素体产生剪切变形在与比较马氏体相变过程下贝氏体反应。

4.3 显微组分对机械性能的影响
实验结果表明，该优化的机械性质与组成对DP显微约93 ％的马氏体7％薄粮食连续四周界铁素体基体（图6-9 ，表3） 。一个韧性基体相（铁素体）的硬相（马氏体）附近可以玩的应力缓和作用，在裂纹尖端，因此裂纹成核和生长可以被延迟，从而导致更高的组合抗张强度，延展性和吸收冲击能量的短时间处理（ 20秒）的DP样品与比较CQT条件。此外，铁素体 - 马氏体的DP样品中含有马氏体较高的体积分数，流动应力马氏体成分是相当低的，因此它的韧性和延展性，可因较低的碳浓度的增加内马氏体作为结果开发下的铁素体的形成，从而导致更高的马氏体的能力要共同变形与坚韧强大的铁素体基体。在这种的情况下，成核和裂纹增长是困难得多在与该的CQT值的情况，导致比较在铁素体 - 马氏体高强度 - 延性组合DP的样本。

另一个可能的解释为产量的增长趋势和短时间（ 20秒）拉伸强度处理的DP样本中相比于其它DP的人可以根据位错进行堆积起来的理论。很明显，当位错遇到障碍，它们的运动受到阻碍，从而较高的应力集中水平是必需的，继续变形过程。因此，较高金额的回火分布在DP显微马氏体体积分数越高被堆砌在对位错的概率碳化物回火马氏体界面，从而导致更高的值在很短的时间屈服和极限拉伸强度（20次）处理过的DP的样品与其它DP那些比较。考虑这种理论，可以得出结论，该CQT标本预计将有较高的产量和在极限拉伸强度因为较高的马氏体体积与DP标本对比回火的热处理工艺，因此前级分发展细小的碳化物颗粒的错位是回火处理后的堆砌。然而，实验结果在这项工作中提出还没有表现出这样的变化，因为所有的铁素体 - 马氏体DP的样品有关联与较完整的标本马氏体硬度较低值。因此，所观察到的更高的产率和极限拉伸强度时间短，治疗的DP样本中与CQT的比较根据这一理论，因为这两个样品不能解释组标本几乎类似的相关宏观硬度回火等热处理（图6）后的数据。这些混淆结果表明，铁素体 - 马氏体的力学行为DP的样品是安静的变量相比，该CQT热处理的。

它一直深受一些研究者建立[ 15,35-37 ]低合金铁素体 - 马氏体DP的力学行为钢与工作分两个阶段在塑料硬化相关变形。第一阶段涉及的塑性变形软铁素体基体的，而第二个已经涉及到共同变形永磁铁氧体与马氏体。因此，本时间短（ 20秒）令人难以置信的更高的拉伸强度处理与CQT热处理比较铁素体 - 马氏体DP的样本们可以根据具体的DP微观结构进行说明其中硬质相（马氏体）和铁素体的复杂矩阵可以显着较高的加工硬化关联条件。这加工硬化行为似乎是越来越更有效的组成的铁素体 - 马氏体的DP样品中很难连续晶界铁素体的低体积分数因为铁素体与马氏体更高的机械的相似性，所以加工硬化的第二阶段的比例可以增加由于难以形成铁素体，从而导致较高的铁素体流动性与马氏体中的DP处理时间短微观结构。因此，对于约一相似宏观硬度值，屈服和极限抗拉强度的上升趋势时间短（ 20秒）优势DP处理的样品相比与的CQT标本都涉及到较高的加工硬化铁素体 - 马氏体的DP微观结构中的行为，其中一个在马氏体附近永磁铁氧体低体积分数已发展为较高的相互作用的结果奥氏体向马氏体相在铁素体与马氏体在剩余的奥氏体相邻细铁素体转变面积（表3） 。总之，它是合理的结论是，时间短，令人难以置信的最高产量和抗拉强度（ 20秒）的DP处理样品中与任何其它DP样本比较或CQT那些涉及到铁素体的存在，因为细的连续具有显着更高的晶界形态硬度造成铁素体更具有可操作性马氏体，和当然的形成更多的碳化物障碍在铁素体/回火马氏体接口以及。

5 结论

一个商业开发的结构 - 性能关系AISI4140钢已根据CQT和被查处的铁素体 -马氏体DP的条件。因此，几个结论可以得出如下：
（1）铁素体的形态和铁素体的硬度变化很大在ferriteâ € “马氏体DP的样品在600℃处理针对不同的保温时间。它是在一个连续的硬颗粒边界外观等温的DP标本转变在600℃的保温时间短。随着保温时间20〜55秒，铁素体的形态已经从连续硬晶界向软质的多边形/准多边形外观。的铁素体是在一个独特的薄的连续晶粒具有最高的硬度的边界形态DP标本等温转变在600℃ 20秒。

（ 2）硬度和铁素体纳米压痕结果已急剧从360下降到201HV5 G和481到387HV10 MN通过增加保温时间从20到45秒，在600℃ ，分别为。的形成与硬朗相结合的强大晶界铁素体马氏体已将相关联的部分，以更高的硬化在获得ferriteâ € “马氏体DP样品的响应600℃ 20秒的保持时间。
（3）铁素体硬化响应显著相关的内产生的内部制约和剪切变形马氏体相变过程中铁素体。高与稀释剂一起连续马氏体体积分数晶界铁素体基体已涉及到在该铁素体具有更C / A界面的位置由马氏体的体积和形状的影响容纳相变。
（4）最优化的机械性能的开发中含93 ％马氏体ferriteâ € “马氏体DP样品7％坚韧强大的连续包围的体积分数晶界铁素体基体。抗拉强度的提高强度和伸长率是在比较6.8 ％和20％与该CQT热处理的样品，分别为。

（5）夏比吸收冲击能量已经在增加在DP热处理条件。在很短的时间（ 20秒）处理具有最高的拉伸强度相关的DP样品和延展性也已与22 ％高吸收相关冲击能量，如果被较热的CQT的处理样品。
（6）加工硬化第20号索引处理DP样品比任何其它DP样品或CQT的人高。
较高的加工硬化行为20秒的DP样本都涉及到硬铁素体与马氏体的共同变形在塑性变形。

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