部分奧氏體化和完全奧氏體化鐵素體／馬氏體雙相鋼的CCT曲線

金光燦，李 錦，羅一平

（上海工程技術大學汽車工程學院，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行的［12-14］，而關于雙相鋼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、顯微硬度進行了研究。同時，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，從動力學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 試樣制備與試驗方法

Fe-C-Mn-Cr-Nb-Ti系冷軋熱鍍鋅雙相鋼的化學成分如表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型光學顯微鏡觀察顯微組織，腐蝕劑為4%（體積分數(shù)）硝酸酒精溶液；采用430SVD型顯微硬度計測維氏硬度，加載載荷為9.81N，保載時間為10s，取6個點的平均值。

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of experimental steel（mass） %

2 試驗結果與討論

2.1 完全奧氏體化鋼的CCT曲線

由圖1可以看出，完全奧氏體化試驗鋼的CCT曲線的臨界點溫度分別為：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變區(qū)、中溫貝氏體轉變區(qū)以及馬氏體轉變區(qū)。

由圖1還可以看出，鐵素體和珠光體轉變的冷卻速率范圍為1～5℃·s-1。當試驗鋼以1℃·s-1的冷速冷至686℃時，發(fā)生鐵素體、珠光體轉變，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變溫度逐漸降低，當冷速為3℃·s-1時，鐵素體和珠光體開始轉變溫度為673℃，當冷速為5℃·s-1，則為639℃。

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

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

馬氏體轉變的臨界冷速為15℃·s-1，試驗鋼以15℃·s-1的冷速冷至427℃時，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，此時試驗鋼的顯微硬度為291HV；當冷速達到25℃·s-1時，貝氏體轉變結束，室溫組織為完全的馬氏體組織，如圖2（d）所示，試驗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，當冷速達到40℃·s-1時，顯微硬度為335HV；之后隨著冷速進一步增大，馬氏體開始轉變溫度Ms幾乎保持不變，而馬氏體轉變結束溫度Mf則逐漸降低。

圖2 完全奧氏體化試驗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變區(qū)、中溫貝氏體轉變區(qū)以及馬氏體轉變區(qū)。鐵素體和珠光體轉變區(qū)的冷速范圍為1～10℃·s-1。當試驗鋼以1℃·s-1的冷速冷至722℃時發(fā)生鐵素體轉變；隨著冷速增大，鐵素體開始轉變溫度逐漸降低；當冷速增大至10℃·s-1時，鐵素體開始轉變溫度為663℃。

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

貝氏體轉變區(qū)的冷速范圍為1～40℃·s-1。當試驗鋼以1℃·s-1的冷速冷至468℃時發(fā)生貝氏體轉變，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鋼相比，部分奧氏體化試驗鋼的室溫組織中鐵素體所占比例相對大一些，雖然此時室溫組織中已有貝氏體出現(xiàn)，但量很少，因此1℃·s-1冷速下試驗鋼的顯微硬度要比相同冷速下完全奧氏體化試驗鋼的低，為190.5HV。在存在鐵素體轉變的低冷速區(qū)（1～10℃·s-1），貝氏體開始轉變溫度較無鐵素體轉變的高冷速區(qū)（10～40℃·s-1）低很多。隨著冷速增大，貝氏體開始轉變溫度升高，在冷速為20℃·s-1時達到最大，為620℃；之后隨著冷速增大，貝氏體開始轉變溫度又逐漸降低；當冷速為40℃·s-1時，貝氏體開始轉變溫度為581℃。

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

圖4 部分奧氏體化試驗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)冷卻轉變動力學

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

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

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

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

2.3.1 鐵素體開始轉變溫度的差別

部分奧氏體化試驗鋼中鐵素體開始轉變溫度升高是因為試樣被加熱到兩相區(qū)時，組織中同時存在奧氏體和鐵素體，在隨后的冷卻過程中，會發(fā)生奧氏體-鐵素體轉變，轉變方式主要有兩種。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現(xiàn)，從而使得被吞噬的部分奧氏體轉變?yōu)殍F素體，因為該種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，仍會有一些新生鐵素體在奧氏體晶界上形核并長大，此時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鋼的。因此導致部分奧氏體化試驗鋼的鐵素體開始轉變溫度升高，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鋼中的，如圖2（a）所示。

2.3.2 貝氏體開始轉變溫度的差別

在部分奧氏體化試驗鋼的CCT曲線中，當冷速在15～20℃·s-1之間時，即無鐵素體轉變時，貝氏體開始轉變溫度比完全奧氏體化試驗鋼貝氏體開始轉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［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鋼組織中同時存在相界和晶界，而完全奧氏體化試驗鋼中只存在晶界，那么在相同的冷卻條件下，部分奧氏體化試驗鋼的固態(tài)相變更容易發(fā)生。因為新相可以直接在原鐵素體／奧氏體界面上形核和長大，而完全奧氏體化試驗鋼中的新相需要在比部分奧氏體化試驗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鋼無鐵素體轉變時的貝氏體轉變溫度比完全奧氏體化試驗鋼高的原因。

在部分奧氏體化試驗鋼的CCT曲線中，高冷速下仍發(fā)生貝氏體轉變，即貝氏體向高冷速區(qū)推移，也是由于部分奧氏體化試驗鋼轉變所需的過冷度較低。在完全奧氏體化過程中，快冷時貝氏體相變還來不及進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)不能或是不易擴散，奧氏體只能以不發(fā)生原子擴散、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），部分奧氏體化試驗鋼的貝氏體開始轉變溫度比完全奧氏體化試驗鋼的低，這是因為低冷速下部分奧氏體化時鐵素體轉變更容易發(fā)生，從而抑制了貝氏體轉變，降低了貝氏體轉變溫度。

至于貝氏體向低冷速區(qū)推移，以及馬氏體轉變溫度略有下降，則可由熱力學來解釋，部分奧氏體化試驗鋼中的碳、錳等合金元素含量要高于完全奧氏體化試驗鋼中的，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。

如果根據(jù)完全奧氏體化試驗鋼的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，但實際上從部分奧氏體化試驗鋼的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鋼的CCT曲線制定退火工藝是不合理的。

3 結 論

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

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