金光燦，李 錦，羅一平

（上海工程技術(shù)大學(xué)汽車工程學(xué)院，上海201620）

0 引 言

熱處理工藝是決定冷軋熱鍍鋅雙相鋼獲得鐵素體和馬氏體雙相組織、控制馬氏體形貌與分布的關(guān)鍵工藝環(huán)節(jié)，因此制定合理的熱處理工藝是保證雙相鋼最終獲得優(yōu)良性能的關(guān)鍵所在［1-7］。熱處理工藝參數(shù)（如退火溫度、淬火溫度以及冷卻速率）一般都是根據(jù)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT）而制定的［8-9］，而冷軋熱鍍鋅雙相鋼的退火工藝大多是根據(jù)完全奧氏體化CCT曲線制定［10］，但由于熱鍍鋅雙相鋼的雙相組織是通過兩相區(qū)退火后快冷形成的，因此完全奧氏體化CCT曲線并不能為熱鍍鋅雙相鋼熱處理工藝的制定提供精確的依據(jù)，部分奧氏體化情況下獲得的CCT曲線才符合熱鍍鋅雙相鋼的生產(chǎn)實(shí)際［11］。

由于加熱溫度不同，部分奧氏體化情況下所獲得的CCT曲線以及相變規(guī)律都與完全奧氏化下獲得的存在一定差異。目前關(guān)于冷軋熱鍍鋅雙相鋼的研究，大多是基于組織性能、軋制工藝、熱處理工藝、馬氏體相變過程等方面進(jìn)行的［12-14］，而關(guān)于雙相鋼CCT曲線的研究大多數(shù)是針對其完全奧氏體化或者部分奧氏體化條件下的曲線進(jìn)行測定，很少有人對其完全奧氏體化CCT曲線與部分奧氏體化CCT曲線之間的差異進(jìn)行分析討論。

基于以上情況，作者以Fe-C-Mn-Cr-Nb-Ti系冷軋熱鍍鋅雙相鋼為研究對象，利用Formaster熱膨脹儀分別測定了完全奧氏體化和部分奧氏體化CCT曲線，對兩種奧氏體化情況下的相變規(guī)律、各種相變組織開始轉(zhuǎn)變溫度和臨界冷卻速率，以及不同冷速下的室溫組織形貌、顯微硬度進(jìn)行了研究。同時(shí)，通過對比完全奧氏體化CCT曲線和部分奧氏化CCT曲線之間的差異，從動(dòng)力學(xué)角度分析和闡述了產(chǎn)生這種差異的原因，為Fe-C-Mn-Cr-Nb-Ti系冷軋熱鍍鋅雙相鋼制定合理的熱處理工藝提供理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

Fe-C-Mn-Cr-Nb-Ti系冷軋熱鍍鋅雙相鋼的化學(xué)成分如表1所示，經(jīng)真空冶煉、鍛造后，從鍛坯上切取φ4mm×10mm的圓柱形試樣。在Formaster熱膨脹儀上將該圓柱形試樣以10℃·s-1的升溫速率分別加熱至950℃和820℃，然后保溫5min，使鋼分別處于完全奧氏體化和部分奧氏體化狀態(tài)；然后以不同的冷卻速率冷至室溫，冷卻速率分別為1，3，5，10，15，20，25，35，40，50℃·s-1。

采集溫度、膨脹量和時(shí)間數(shù)據(jù)利用Origin繪圖軟件繪制CCT曲線；采用Zeiss Axiovert 40MAT型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織，腐蝕劑為4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液；采用430SVD型顯微硬度計(jì)測維氏硬度，加載載荷為9.81N，保載時(shí)間為10s，取6個(gè)點(diǎn)的平均值。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of experimental steel（mass） %

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 完全奧氏體化鋼的CCT曲線

由圖1可以看出，完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線的臨界點(diǎn)溫度分別為：Ac1＝745℃，Ac3＝850℃，Ms＝427℃，Mf＝300℃。該CCT曲線的相變區(qū)域包括先共析鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)、中溫貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)以及馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。

由圖1還可以看出，鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變的冷卻速率范圍為1～5℃·s-1。當(dāng)試驗(yàn)鋼以1℃·s-1的冷速冷至686℃時(shí)，發(fā)生鐵素體、珠光體轉(zhuǎn)變，其室溫組織為先共析鐵素體和珠光體，如圖2（a）所示；隨著冷速增大，鐵素體和珠光體開始轉(zhuǎn)變溫度逐漸降低，當(dāng)冷速為3℃·s-1時(shí)，鐵素體和珠光體開始轉(zhuǎn)變溫度為673℃，當(dāng)冷速為5℃·s-1，則為639℃。

圖1 完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線Fig.1 CCT diagram of experimental steel with complete austenitizing

貝氏體轉(zhuǎn)變的冷速范圍為5～20℃·s-1。當(dāng)試驗(yàn)鋼以5℃·s-1的冷速冷至594℃時(shí)，發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，在其室溫組織中開始出現(xiàn)貝氏體，此時(shí)試驗(yàn)鋼的顯微硬度為248.5HV；當(dāng)冷速達(dá)到10℃·s-1時(shí)，鐵素體轉(zhuǎn)變已經(jīng)結(jié)束，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度為580℃，此時(shí)室溫組織為完全的貝氏體組織，如圖2（b）所示，試驗(yàn)鋼的顯微硬度為278.7HV。隨著冷速增大，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度逐漸下降。

馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速為15℃·s-1，試驗(yàn)鋼以15℃·s-1的冷速冷至427℃時(shí)，開始發(fā)生馬氏體相變，組織中出現(xiàn)了一定量的馬氏體，如圖2（c）所示，此時(shí)試驗(yàn)鋼的顯微硬度為291HV；當(dāng)冷速達(dá)到25℃·s-1時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束，室溫組織為完全的馬氏體組織，如圖2（d）所示，試驗(yàn)鋼的顯微硬度有較大幅度增加，為327.8HV。隨后繼續(xù)增大冷速，顯微硬度的增加幅度很小，當(dāng)冷速達(dá)到40℃·s-1時(shí)，顯微硬度為335HV；之后隨著冷速進(jìn)一步增大，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms幾乎保持不變，而馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度Mf則逐漸降低。

圖2 完全奧氏體化試驗(yàn)鋼在不同冷速下的室溫組織Fig.2 Room temperature microstructure of experimental steel with complete austenitizing at different cooling rates

2.2 部分奧氏體化鋼的CCT曲線

由圖3可以看出，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線相變區(qū)域仍然包括先共析鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)、中溫貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)以及馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)的冷速范圍為1～10℃·s-1。當(dāng)試驗(yàn)鋼以1℃·s-1的冷速冷至722℃時(shí)發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變；隨著冷速增大，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度逐漸降低；當(dāng)冷速增大至10℃·s-1時(shí)，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度為663℃。

圖3 部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線Fig.3 CCT diagram of experimental steel with part austenitizing

貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)的冷速范圍為1～40℃·s-1。當(dāng)試驗(yàn)鋼以1℃·s-1的冷速冷至468℃時(shí)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，室溫組織中開始出現(xiàn)貝氏體組織，故1℃·s-1冷速下的室溫組織由鐵素體、珠光體及少量貝氏體組成，如圖4（a）所示。與完全奧氏體化試驗(yàn)鋼相比，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的室溫組織中鐵素體所占比例相對大一些，雖然此時(shí)室溫組織中已有貝氏體出現(xiàn)，但量很少，因此1℃·s-1冷速下試驗(yàn)鋼的顯微硬度要比相同冷速下完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的低，為190.5HV。在存在鐵素體轉(zhuǎn)變的低冷速區(qū)（1～10℃·s-1），貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度較無鐵素體轉(zhuǎn)變的高冷速區(qū)（10～40℃·s-1）低很多。隨著冷速增大，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度升高，在冷速為20℃·s-1時(shí)達(dá)到最大，為620℃；之后隨著冷速增大，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度又逐漸降低；當(dāng)冷速為40℃·s-1時(shí)，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度為581℃。

當(dāng)冷速為15℃·s-1時(shí)，溫度降至392℃左右時(shí)開始出現(xiàn)馬氏體，如圖4（b）所示，此時(shí)試驗(yàn)鋼的顯微硬度為244.8HV；當(dāng)冷速為25℃·s-1時(shí)，室溫組織中仍存在貝氏體，如圖4（c）所示，此時(shí)試驗(yàn)鋼的顯微硬度為261.4HV，直到冷速為50℃·s-1時(shí)，室溫組織中才沒有貝氏體，只有鐵素體和馬氏體，如圖4（d）所示，此時(shí)試驗(yàn)鋼的顯微硬度為316.2HV。在馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，隨著冷速增大，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度緩慢升高，當(dāng)冷速達(dá)到40℃·s-1時(shí)，升高幅度較大，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度達(dá)到了411℃。與貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度變化趨勢相同的是，在有貝氏體轉(zhuǎn)變存在的冷速范圍內(nèi)，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度要比無貝氏體轉(zhuǎn)變存在的高冷速區(qū)低一些。

圖4 部分奧氏體化試驗(yàn)鋼在不同冷速下的室溫組織Fig.4 Room temperature microstructure of experimental steel with part austenitizing at different cooling rates

2.3 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)

由圖5（a）可以看出，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線中鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度明顯要高于完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的，并且在10℃·s-1的冷速下，完全奧氏體化試驗(yàn)鋼中已無鐵素體轉(zhuǎn)變，而部分奧氏體化試驗(yàn)鋼中仍有。在冷速為1，3，5℃·s-1時(shí)，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度比完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的分別高36，25，44℃。

由圖5（b）可以看出，兩種奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度曲線的差別比較大。與完全奧氏體化試驗(yàn)鋼相比，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域明顯擴(kuò)大，即貝氏體轉(zhuǎn)變在向低冷速區(qū)推移的同時(shí)，也同樣向高冷速區(qū)推移，其轉(zhuǎn)變的冷速范圍較寬，為1～40℃·s-1，而完全奧氏體化試驗(yàn)鋼發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變的冷速范圍較窄，為5～20℃·s-1。當(dāng)冷速范圍在1～10℃·s-1時(shí)，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼中存在鐵素體轉(zhuǎn)變，而完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度要高于部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的；當(dāng)冷速范圍在15～20℃·s-1時(shí)，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼中已無鐵素體轉(zhuǎn)變，而部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度要高于完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的。

兩種奧氏體化試驗(yàn)鋼的馬氏體臨界轉(zhuǎn)變速率一致，約為15℃·s-1。很顯然，試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)的一些現(xiàn)象與傳統(tǒng)理論觀點(diǎn)有一定的出入，從熱力學(xué)角度來看，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線應(yīng)該右移，貝氏體相變應(yīng)該是被抑止的，在最終的快速冷卻過程中，應(yīng)該無貝氏體轉(zhuǎn)變，但試驗(yàn)中的貝氏體轉(zhuǎn)變非但沒有被抑制，反而是貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域有所擴(kuò)大。除了Ms點(diǎn)下降和貝氏體轉(zhuǎn)變向低冷速區(qū)移動(dòng)可以用熱力學(xué)觀點(diǎn)解釋，其它現(xiàn)象是無法用熱力學(xué)觀點(diǎn)解釋的。

圖5 不同奧氏體化試驗(yàn)鋼在不同冷速下的鐵素體和貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度曲線Fig.5 Ferrite（a）and bainite（b）transformation starting temperature curves of different austenitizing experimental steel at different cooling rates

2.3.1 鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度的差別

部分奧氏體化試驗(yàn)鋼中鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度升高是因?yàn)樵嚇颖患訜岬絻上鄥^(qū)時(shí)，組織中同時(shí)存在奧氏體和鐵素體，在隨后的冷卻過程中，會(huì)發(fā)生奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變方式主要有兩種。其一，組織中原先存在的鐵素體直接長大，長大主要依靠逐漸吞噬其相鄰的奧氏體晶粒實(shí)現(xiàn)，從而使得被吞噬的部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，因?yàn)樵摲N方式并不需要重新形成新的鐵素體晶核，所以并不需要太大的過冷度；其二，在隨后的冷卻過程中，仍會(huì)有一些新生鐵素體在奧氏體晶界上形核并長大，此時(shí)需要的過冷度要大于第一種長大方式所需要的。而由于第一種長大方式所需過冷度小，故在部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的慢速冷卻過程中，仍然以第一種長大方式為主。因此可以推斷，在部分奧氏體化試驗(yàn)鋼緩慢冷至室溫的組織中，鐵素體晶粒的尺寸較大且不均勻。由圖4（a）可以看出，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼以1℃·s-1的冷速緩慢冷至室溫的組織以大尺寸的鐵素體晶粒為主，但仍存在一些小尺寸的鐵素體晶粒，從整體上看，鐵素體晶粒的尺寸并不均勻，這與上述分析相吻合。

由于完全奧氏體化試驗(yàn)鋼被加熱到Ac3以上，其高溫組織為單一的奧氏體，所以在隨后的緩慢冷卻過程中，鐵素體的轉(zhuǎn)變要通過在奧氏體晶界上或是奧氏體晶內(nèi)形核與長大來實(shí)現(xiàn)［15］，在這種情況下所需要的過冷度自然要大于部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的。因此導(dǎo)致部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度升高，所以在其緩慢冷卻后的室溫組織中，鐵素體晶粒大小均勻，且尺寸要小于部分奧氏體化試驗(yàn)鋼中的，如圖2（a）所示。

2.3.2 貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度的差別

在部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線中，當(dāng)冷速在15～20℃·s-1之間時(shí)，即無鐵素體轉(zhuǎn)變時(shí)，貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度比完全奧氏體化試驗(yàn)鋼貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度高的原因很可能與固態(tài)相變中的非均勻形核有關(guān)［16］。相對來說，界面是各種缺陷處能量最高、最容易形核的地方，其中，兩相界面處的能量高于晶界處的，因此在相界面處所需的形核功要小于晶界處的。由于部分奧氏體化試驗(yàn)鋼組織中同時(shí)存在相界和晶界，而完全奧氏體化試驗(yàn)鋼中只存在晶界，那么在相同的冷卻條件下，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的固態(tài)相變更容易發(fā)生。因?yàn)樾孪嗫梢灾苯釉谠F素體／奧氏體界面上形核和長大，而完全奧氏體化試驗(yàn)鋼中的新相需要在比部分奧氏體化試驗(yàn)鋼更大的過冷度下形核，然后再借由新相和奧氏體相界面而長大，即部分奧氏體化試驗(yàn)鋼在較小的過冷度下就可以發(fā)生相變，而完全奧氏體化試驗(yàn)鋼發(fā)生相變的過冷度要相對大一些。這就是在相同冷速下部分奧氏體化試驗(yàn)鋼無鐵素體轉(zhuǎn)變時(shí)的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度比完全奧氏體化試驗(yàn)鋼高的原因。

在部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線中，高冷速下仍發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，即貝氏體向高冷速區(qū)推移，也是由于部分奧氏體化試驗(yàn)鋼轉(zhuǎn)變所需的過冷度較低。在完全奧氏體化過程中，快冷時(shí)貝氏體相變還來不及進(jìn)行就將奧氏體過冷到更低的溫度，由于在低溫下碳原子和鐵原子都已經(jīng)不能或是不易擴(kuò)散，奧氏體只能以不發(fā)生原子擴(kuò)散、不引起成分改變的方式，即通過切變發(fā)生馬氏體相變；而部分奧氏體化試驗(yàn)鋼在相同的高冷速下，由于原有的鐵素體／奧氏體兩相界面能較高，一部分奧氏體在較小的過冷度下就可以在兩相界面產(chǎn)生貝氏體，隨后奧氏體被過冷到馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)而發(fā)生馬氏體相變。

在低冷速下（如5℃·s-1和10℃·s-1），部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度比完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的低，這是因?yàn)榈屠渌傧虏糠謯W氏體化時(shí)鐵素體轉(zhuǎn)變更容易發(fā)生，從而抑制了貝氏體轉(zhuǎn)變，降低了貝氏體轉(zhuǎn)變溫度。

至于貝氏體向低冷速區(qū)推移，以及馬氏體轉(zhuǎn)變溫度略有下降，則可由熱力學(xué)來解釋，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼中的碳、錳等合金元素含量要高于完全奧氏體化試驗(yàn)鋼中的，高的碳、錳含量提高了奧氏體的過冷穩(wěn)定性，從而降低了Ms點(diǎn)。

如果根據(jù)完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線制定熱處理工藝，冷速只要選取大于25℃·s-1即可獲得鐵素體／馬氏體的雙相組織，但實(shí)際上從部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線中不難看出，冷速小于40℃·s-1是無法避免最終淬火組織中存在貝氏體的。為了獲得純粹的鐵素體／馬氏體雙相組織，冷速需大于40℃·s-1，因此采用完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的CCT曲線制定退火工藝是不合理的。

3 結(jié) 論

（1）在冷速分別為1，3，5℃·s-1時(shí)，部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度比完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的分別高36，25，44℃。

（2）部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變冷速范圍較寬，為1～40℃·s-1，而完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變冷速范圍為5～20℃·s-1；冷速范圍在1～10℃·s-1時(shí)，完全奧氏體化試驗(yàn)鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度要高于部分奧氏體化試驗(yàn)鋼的，而當(dāng)冷速范圍在15～20℃·s-1時(shí)，情況則相反。

（3）Fe-C-Mn-Cr-Nb-Ti系冷軋熱鍍鋅鋼為了保證獲得鐵素體／馬氏體雙相組織，冷速需大于40℃·s-1。

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