熊自柳，劉宏強，史 遠，胡加佳，代永娟

（1.河北鋼鐵技術(shù)研究總院，石家莊050000；2.河北科技大學，石家莊050000）

0 引 言

冷軋雙相鋼主要通過控制冷軋后的連續(xù)退火工藝來控制組織比例、結(jié)構(gòu)與形貌等，進而達到相變強化、沉淀強化、位錯強化的目的［1-2］。在所有強化機理之中，相變強化是雙相鋼最主要的強化機理，通過控制不同硬質(zhì)相馬氏體、貝氏體的組成以及硬質(zhì)相與軟質(zhì)相（鐵素體）的比例等，可以實現(xiàn)高強度與高韌性的配合［3-4］。雙相鋼在連續(xù)退火過程中主要通過控制兩相區(qū)的加熱溫度、冷卻速率等參數(shù)調(diào)節(jié)組織［5-6］。兩相區(qū)加熱溫度的高低影響兩相區(qū)中鐵素體與奧氏體的比例［7］，兩相區(qū)中奧氏體的比例不同，則奧氏體中的碳含量不同，從而導致奧氏體熱穩(wěn)定性的差異，進而對冷卻至室溫后的組織有影響［8-9］；不同的冷卻速率控制著兩相區(qū)中奧氏體冷卻到室溫時的組織類型，從而影響雙相鋼的組織與力學性能。

抗拉強度為590MPa級別的雙相鋼由軟相鐵素體和硬相馬氏體組成，國外已經(jīng)能夠?qū)⑵浯笠?guī)模應用于汽車板，而我國雖然已經(jīng)能夠生產(chǎn)DP590鋼，但產(chǎn)量有限，而且其組織和力學性能的穩(wěn)定性也有待提高。在不同工藝條件下，控制雙相鋼組織與力學性能的關(guān)鍵技術(shù)還未被大多數(shù)鋼鐵企業(yè)完全掌握，需要進行更深入的研究。鑒于此，作者將DP590鋼加熱至不同溫度保溫后以不同的冷速冷至室溫，研究了該鋼的CCT曲線以及加熱溫度對相變規(guī)律的影響，為該鋼選擇優(yōu)化的連續(xù)退火工藝路線提供一定指導。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為某公司生產(chǎn)的DP590鋼鑄坯，其主要化學成分（質(zhì)量分數(shù)/%）為0.08C，0.40Si，1.60 Mn，0.01P，0.0013S，余Fe。

將鑄坯切割成φ4mm×10mm的試樣，然后將其置于DIL805L型膨脹儀中，以10℃·s-1的加熱速率分別加熱至800，820，1 000 ℃，保溫90，150s后分別以0.5，1，7，15，30，45，60，80，100，150℃·s-1的冷速冷卻至室溫，通過測膨脹曲線來測過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT）曲線。

在Imager.M2m型光學顯微鏡上觀察顯微組織，采用其定量金相軟件分析系統(tǒng)測定加熱至820，1 000℃時的組織成分。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 奧氏體轉(zhuǎn)變量與加熱溫度的關(guān)系

由圖1（a）可見，DP590鋼Ac1和Ac3相變點溫度分別為759℃和899℃。DP590鋼兩相區(qū)溫度跨度為140℃，加熱至759～899℃范圍內(nèi)能得到鐵素體和奧氏體的兩相組織，且隨著兩相區(qū)加熱溫度的升高，兩相區(qū)中的奧氏體含量增多，鐵素體含量減少。為了研究不同溫度下奧氏體轉(zhuǎn)變量的多少，將奧氏體開始轉(zhuǎn)變之前以及轉(zhuǎn)變結(jié)束之后的膨脹曲線分別作延長線，分別過 B1（800 ℃）、B2（820 ℃）、B3（866℃）作平行于縱軸的直線，它們分別與兩延長線交于 A1、A2、A3點和 C1、C2、C3點，則 A1B1/A1C1，A2B2/A2C2，A3B3/A3C3分別表示 B1、B2、B3溫度下奧氏體的體積分數(shù)［10］。由此可知，800，820，866℃時奧氏體的體積分數(shù)分別為12.5%，17.1%，50%，且奧氏體相變結(jié)束時（899℃）奧氏體的轉(zhuǎn)變量為100%?？梢姡诩訜徇^程中，隨著溫度的升高，奧氏體的轉(zhuǎn)變量呈加速增大的趨勢。

圖1 DP590鋼加熱至不同溫度后以0.5℃·s-1冷速冷卻的熱膨脹曲線Fig.1 Thermal dilation curves of DP590steel after heating to different temperatures and colling with cold rate of 0.5 ℃·s-1

由圖1（b）可見，在820℃保溫之前的熱膨脹曲線與圖1（a）基本一致，膨脹量（圖中的BC段）為-6.29nm，但在等溫過程中試樣發(fā)生膨脹，膨脹量（圖中的CD段）為-15.3nm，該膨脹量全由奧氏體相變產(chǎn)生，而非由熱脹冷縮產(chǎn)生。加熱過程中生成奧氏體的體積分數(shù)為17.1%，保溫過程中生成的為17.1%×15.3/6.29＝41.6%?？梢姡訜嶂羶上鄥^(qū)（820℃）保溫后，奧氏體的體積分數(shù)為17.1%＋41.6%＝58.7%，此時兩相組織中還包括41.3%（體積分數(shù)）的鐵素體。

2.2 靜態(tài)CCT曲線

從圖2（a）可以看出，靜態(tài)CCT曲線將不同冷卻速率下DP590鋼的室溫組織分為三個區(qū)域。其一，冷卻速率在0.5～15℃·s-1范圍內(nèi)獲得鐵素體和珠光體（F＋P）組織，且鐵素體、珠光體開始與結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度均隨著冷卻速率的提高而降低；其二，冷卻速率超過15℃·s-1時，組織中出現(xiàn)貝氏體（B）組織；其三，冷卻速率較高時（約30℃·s-1）出現(xiàn)馬氏體組織，但貝氏體結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度與馬氏體（M）開始轉(zhuǎn)變溫度較難界定，在CCT曲線圖中仍用一條曲線表示。

圖2 DP590鋼加熱到不同溫度保溫不同時間后以不同冷速冷至室溫的靜態(tài)CCT曲線Fig.2 Static CCT curves of DP590steel after holding at different temperatures for different times and cooling to room temperature at different colling rates

對比分析 DP590鋼在1 000，820，800℃下的CCT曲線可以發(fā)現(xiàn)，DP590鋼在冷卻過程中的相變規(guī)律基本相似，都是由鐵素體和珠光體以及鐵素體、珠光體、貝氏體還有鐵素體、貝氏體、馬氏體等區(qū)域組成，鐵素體、珠光體相變開始與結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度隨冷卻速率變化的趨勢相似，但存在一定差異，主要表現(xiàn)為：當加熱溫度降低時，珠光體區(qū)右移，珠光體的臨界轉(zhuǎn)變冷卻速率降低，貝氏體轉(zhuǎn)變孕育期延長，即貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度、馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低；馬氏體與貝氏體相變區(qū)域分離，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度隨冷卻速率的增大而升高。

加熱溫度對CCT曲線的影響規(guī)律與加熱狀態(tài)下奧氏體的穩(wěn)定性有關(guān)，試樣加熱到兩相區(qū)的過程中，珠光體中的碳向奧氏體中擴散，達到平衡時形成鐵素體與奧氏體的兩相組織。鋼中的碳主要集中在奧氏體中，鐵素體中僅含有不到0.021 8%（質(zhì)量分數(shù)）［11］?？梢姡瑠W氏體中的碳含量與奧氏體的體積分數(shù)成反比。試樣在兩相區(qū)保溫的溫度越高，達到相平衡后奧氏體含量越高，則奧氏體中的碳含量就越低，從而導致奧氏體的熱力學穩(wěn)定性越差，在冷卻過程中越易發(fā)生珠光體相變，馬氏體開始相變的溫度越高。

雙相鋼加熱到兩相區(qū)時，鋼中的碳含量為鐵素體和奧氏體中碳含量之和，如式（1）所示，在已知鐵素體含量與奧氏體含量的情況下可以用式（2）計算奧氏體中的碳含量。

w（C）DP＝φF×w（C）F＋φA×w（C）A（1）

w（C）A＝［w（C）DP-φF×w（C）F］/φA（2）

式中：w（C）DP為雙相鋼中碳的質(zhì)量分數(shù)；φF為鐵素體的體積分數(shù)；w（C）F為鐵素體中碳的質(zhì)量分數(shù)（近似為0.021 8%）；φA為奧氏體的體積分數(shù)；w（C）A為奧氏體中碳的質(zhì)量分數(shù)。

根據(jù)以上公式可以得到加熱溫度對兩相區(qū)中奧氏體碳含量及Ms點的影響，如表1所示?？梢?，奧氏體的熱力學穩(wěn)定性與Ms點成反比，且與奧氏體中的碳含量直接相關(guān)［8］。

表1 加熱溫度對兩相區(qū)奧氏體熱力學穩(wěn)定性及Ms點的影響Tab.1 Effects of heating temperature on the thermal stability of austenite in two phases regions and Mstemperature

2.3 顯微組織

將圖3、圖4與靜態(tài)CCT曲線對比后可以發(fā)現(xiàn)，按照熱膨脹法與金相法確定的DP590鋼以不同冷卻速率冷至室溫的顯微組織相同。隨著冷卻速率的增加，冷卻過程中析出的鐵素體越來越少，這與鐵素體析出開始/結(jié)束溫度隨冷卻速率增大而降低的趨勢相一致，可見冷卻速率增大后鐵素體的析出得

到了抑制；在鐵素體和珠光體區(qū)域（F＋P），珠光體含量隨著冷卻速率的增大而減少，在鐵素體和馬氏體區(qū)域（F＋M），馬氏體含量隨著冷卻速率的增大而增多?？梢姡S著冷卻速率的增大，珠光體的析出得到了抑制，而馬氏體的析出動力得以增強。此外，加熱至820℃時，在相同的冷卻速率下形成的馬氏體板條更加細小。

圖3 DP590鋼加熱至1 000℃保溫90s后在不同冷速下冷至室溫的顯微組織Fig.3 Microstructure of DP590steel after holding at 1 000 ℃for 90sand cooling to room temperature at different colling rates

圖4 DP590鋼加熱至820℃保溫150s后在不同冷速下冷至室溫的顯微組織Fig.4 Microstructure of DP590steel after holding at 820 ℃ for 150sand cooling to room temperature at different colling rates

加熱至1 000℃和820℃時靜態(tài)CCT試樣顯微組織的構(gòu)成如表2和表3所示。加熱至1 000℃時，試樣中的鐵素體全部在冷卻過程中形成，加熱至820℃時，試樣中的鐵素體包括加熱保溫過程中沒完成相變的鐵素體和冷卻過程中析出的鐵素體。對比分析表2和表3可以發(fā)現(xiàn)，加熱至820℃時，冷卻過程中析出的鐵素體和馬氏體均明顯少于加熱至1 000℃時析出的鐵素體和馬氏體。這是因為，加熱至820℃時，奧氏體的穩(wěn)定性較高，使得馬氏體的析出變得困難。

表2 DP570鋼加熱至1 000℃保溫90s后以不同冷速冷至室溫時的顯微組織構(gòu)成Fig.2 Microstructure constitute of DP570steel after holding at 1 000 ℃for 90sand cooling to room temperature at different cooling rates

表3 DP570鋼加熱至820℃保溫150s后以不同冷速冷至室溫時的顯微組織構(gòu)成Fig.3 Microstructure constitute of DP570steel after holding at 820 ℃for 90sand cooling to room temperature at different cooling rates

3 結(jié) 論

（1）DP590鋼Ac1和Ac3相變點溫度分別為759℃和899℃；隨著加熱溫度的升高，奧氏體的轉(zhuǎn)變量呈加速增大的趨勢。

（2）DP590鋼的靜態(tài)CCT曲線可分為三個區(qū)域，冷卻速率在0.5～15℃·s-1范圍內(nèi)獲得鐵素體和珠光體組織；冷卻速率超過15℃·s-1時，出現(xiàn)貝氏體組織；冷卻速率較高時（約30℃·s-1）出現(xiàn)馬氏體組織。

（3）當加熱溫度降低時，珠光體區(qū)右移，珠光體的臨界轉(zhuǎn)變冷卻速率降低，貝氏體轉(zhuǎn)變孕育期延長，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度降低；馬氏體與貝氏體相變區(qū)域分離，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度隨著冷卻速率的增加而升高。

（4）隨著冷卻速率增加，鐵素體、珠光體的析出得到抑制，馬氏體析出動力增加；與加熱至820℃相比，加熱至1 000℃、在相同冷速下冷卻至室溫的組織中，鐵素體含量更高，馬氏體板條更加細小。

［1］趙征志，徐剛，金光燦，等.800MPa級冷軋雙相鋼的組織與性能［J］.重慶工學院學報，2008，22（6）：22-30.

［2］藍慧芳，劉相華，LIU W J.馬氏體冷軋-兩相區(qū)淬火制備超細雙相鋼［C］//2007年中國鋼鐵年會論文集.北京：冶金工業(yè)出版社，2007：815-816.

［3］BETRAM E，THOMAS G，THOMAS W S.Approaches to microstructural design of TRIP and TRIP aided cold rolled high strength steels［C］//International Conference on Advanced High Strength Sheet Steels for Automotive Applications Proceedings.Sanya，China：The Chinese Society for Metals，2004：39-50.

［4］葉平，沈劍平，王光耀，等.汽車輕量化用高強度鋼現(xiàn)狀及其發(fā)展趨勢［J］.機械工程材料，2006，30（3）：4-7.

［5］張峰，宋仁伯，劉雅政.1000MPa級冷軋雙相鋼的熱處理工藝與性能研究［J］.熱加工工藝，2008，37（4）：42-45.

［6］鄺霜，康永林，于浩.冷軋雙相鋼連續(xù)退火組織的轉(zhuǎn)變［J］.鋼鐵，2007，42（11）：66-68.

［7］張開華.熱處理溫度對熱鍍鋅雙相鋼組織和性能的影響［J］.鋼鐵釩鈦，2008，28（1）：23-27.

［8］熊自柳，蔡慶伍，江海濤，等.TRIP鋼中奧氏體的力學穩(wěn)定性研究［J］.材料工程，2011（3）：11-15.

［9］張旺峰.亞穩(wěn)態(tài)材料力學行為特征及機理［D］.西安：西安交通大學，2000：26.

［10］林慧國，傅代直.鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變曲線-原理測試與應用［M］.北京：機械工業(yè)出版社，1988：236-238.

［11］宋維錫.金屬學［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，1980.