浙江至德鋼業(yè)有限公司研究了緩慢冷卻速度和緩慢冷卻終止溫度對(duì)碳-錳-鉻系冷軋雙相鋼的顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，隨緩慢冷卻速度的增加，試驗(yàn)雙相鋼的強(qiáng)度增加，伸長(zhǎng)率則減小，屈強(qiáng)比變化不大，均在0.46左右。在不同緩慢冷卻速度下，試驗(yàn)鋼的顯微組織均由鐵素體和馬氏體組成，隨著緩慢冷卻速度的增加，晶粒尺寸逐漸減小，馬氏體體積分?jǐn)?shù)明顯增多。鐵素體中存在非連續(xù)的碳化物沉淀相，能譜分析表明，該沉淀相為（鐵，鉻，錳），并且在較慢的緩慢冷卻速度下，這種非連續(xù)的碳化物沉淀相數(shù)量少、尺寸大。緩慢冷卻終止溫度從590℃增加到680℃，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度略有降低，而緩慢冷卻終止溫度超過(guò)700℃后，強(qiáng)度迅速降低，伸長(zhǎng)率呈上升趨勢(shì)，屈強(qiáng)比基本不變。在低緩慢冷卻終止溫度下，試驗(yàn)鋼的顯微組織由鐵素體和馬氏體組成，并且馬氏體中存在微細(xì)孿晶，而在高緩慢冷卻終止溫度下的馬氏體則為板條狀。

 冷軋雙相鋼是低碳鋼或低合金鋼經(jīng)過(guò)臨界區(qū)熱處理或控軋控冷后得到的鐵素體和馬氏體兩相組織的高強(qiáng)鋼，其具有屈服強(qiáng)度低、抗拉強(qiáng)度高、加工硬化能力強(qiáng)、總伸長(zhǎng)率和均勻伸長(zhǎng)率大、易沖壓成形、良好的塑性和韌性匹配等諸多優(yōu)點(diǎn)，滿足了汽車輕量化要求，在汽車用鋼中的使用比例呈明顯上升趨勢(shì)，已成為新一代汽車用高強(qiáng)鋼的典型代表。具有良好綜合性能的高強(qiáng)度冷軋雙相鋼都是通過(guò)連續(xù)退火生產(chǎn)線生產(chǎn)，冷軋雙相鋼生產(chǎn)過(guò)程包括冶煉、熱軋、冷軋和連續(xù)退火等工序，各環(huán)節(jié)對(duì)其最終的組織和性能都有不同程度的影響。連續(xù)退火過(guò)程中的緩慢冷卻階段主要用于調(diào)節(jié)快速冷卻前雙相鋼中奧氏體的數(shù)量和分布，并改善合金元素在兩相中的分布形態(tài)，以使隨后的快冷能得到適合比例的馬氏體和鐵素體組織。因此，合理控制緩冷階段的工藝參數(shù)非常重要。筆者研究了連續(xù)退火過(guò)程中緩慢冷卻參數(shù)對(duì)碳-錳-鉻系冷軋雙相鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響。

一、試驗(yàn)材料及方法

  試驗(yàn)采用厚度為1.6ｍｍ的碳-錳-鉻系冷軋雙相鋼工業(yè)冷硬板，化學(xué)成分見(jiàn)表（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），原始組織由鐵素體和珠光體組成。工業(yè)冷硬板的前道工序?yàn)椋?80噸轉(zhuǎn)爐冶煉后連續(xù)澆鑄成厚度為230ｍｍ的鑄坯，將鑄坯熱軋至4.5ｍｍ，終軋溫度為870～910℃，卷取溫度為650～680℃，熱軋板酸洗后經(jīng)５機(jī)架冷連機(jī)軋至1.6ｍｍ。取220ｍｍ×110ｍｍ的試樣在熱鍍鋅模擬器上進(jìn)行模擬連續(xù)退火試驗(yàn)。其中加熱速度取8℃/s、臨界區(qū)保溫溫度取800℃、保溫時(shí)間取160秒、快速冷卻速度取35℃/s、等溫過(guò)時(shí)效溫度取280℃，過(guò)時(shí)效時(shí)間取500秒，終冷速度取10℃/s，緩慢冷卻參數(shù)見(jiàn)表。

 將模擬退火后的試樣加工成50ｍｍ標(biāo)距的縱向板拉力試樣（平行于軋制方向），在電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試其力學(xué)性能；制備的金相試樣經(jīng)打磨、拋光后用4％的硝酸酒精溶液侵蝕，在光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡下觀察顯微組織；制備雙噴減薄試樣在透射電鏡下觀察其微觀組織結(jié)構(gòu)。

二、試驗(yàn)結(jié)果及分析

 1. 試驗(yàn)鋼的顯微組織

  圖為試驗(yàn)鋼在800℃保溫后，以不同的緩慢冷卻速度冷到680℃后快冷，再等溫過(guò)時(shí)效處理后的掃描組織照片。可以看出，各緩慢冷卻速度下的顯微組織均由鐵素體和馬氏體組成，兩相組織中的馬氏體島彌散地分布在暗灰色的鐵素體基體上，同時(shí)可以觀察到馬氏體島具有亮白色邊圈，心部呈暗黑色。從圖１還可以看出，隨著緩慢冷卻速度的增加，晶粒尺寸逐漸減小，馬氏體體積分?jǐn)?shù)明顯增多。

  圖為試驗(yàn)鋼在800℃保溫后，以不同的緩慢冷卻速度冷到680℃后快冷，再等溫過(guò)時(shí)效處理后的透射電鏡照片和能譜分析圖。圖是試樣的透射電鏡照片，可以看出，緊靠馬氏體島周圍的一些鐵素體中有大量馬氏體相變誘發(fā)的高密度位錯(cuò)，而另一些鐵素體中存在細(xì)小的非連續(xù)的碳化物沉淀相。同時(shí)可以看出，在低的緩慢冷卻速度下，這種非連續(xù)的碳化物沉淀相數(shù)量少，尺寸大。圖是析出粒子能譜分析圖。

  由圖衍射標(biāo)定和圖能譜分析結(jié)果表明，這種非連續(xù)的碳化物沉淀相為（鐵，鉻，錳）。它通過(guò)滲碳體溶解其他元素形成，（鐵，鉻，錳）晶胞（正交晶系）的８?jìng)€(gè)頂點(diǎn)由碳原子占據(jù)，每個(gè)碳原子周圍由６個(gè)緊鄰的鐵，鉻，錳原子圍繞。

  圖為試驗(yàn)鋼在800℃保溫后，以9℃/秒的冷速冷到不同的緩慢冷卻終止溫度后，再等溫過(guò)時(shí)效處理后的電鏡組織照片。圖顯示了試樣在590℃的緩慢冷卻終止溫度下的SEM組織形貌，從圖中可以看出，試樣的組織由鐵素體和馬氏體組成，馬氏體島在鐵素體基體上均勻彌散分布。圖顯示了試樣在590℃的緩慢冷卻終止溫度下的微觀精細(xì)結(jié)構(gòu)，從圖中可以看出，鐵素體中有大量的高密度位錯(cuò)，馬氏體島精細(xì)結(jié)構(gòu)以微細(xì)孿晶為主。圖顯示了試樣在750℃的緩慢冷卻終止溫度下的微觀精細(xì)結(jié)構(gòu)，從圖中可以看出，馬氏體島精細(xì)結(jié)構(gòu)以板條馬氏體為主。

 2. 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

  圖為緩慢冷卻速度對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響。從圖中可以看出，緩慢冷卻速度從1℃/s增加到20℃/s，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都在增加，伸長(zhǎng)率則在減小，屈強(qiáng)比變化不大，均在0.46左右。圖給出了緩慢冷卻終止溫度對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響。從圖中可以看出，緩慢冷卻終止溫度從590℃增加到680℃，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度略有降低，緩慢冷卻終止溫度超過(guò)700℃后，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度迅速降低，而伸長(zhǎng)率呈上升趨勢(shì)，屈強(qiáng)比基本不變。

三、討論

  試驗(yàn)鋼在兩相區(qū)奧氏體化后，通過(guò)緩慢冷卻使得奧氏體重新析出鐵素體，這種鐵素體稱為取向附生鐵素體，以達(dá)到該溫度下的局部平衡，從而調(diào)節(jié)鐵素體和奧氏體的含量和分布。

  隨著緩慢冷卻速度的增加，試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸明顯減小，主要是由于緩慢冷卻速度增加使鋼的過(guò)冷度增大，鐵素體形核驅(qū)動(dòng)力加大，形核率增大，晶粒長(zhǎng)大速度下降。因此，隨著冷卻速度的增加，晶粒尺寸減小。試驗(yàn)證明，細(xì)小的沉淀相是在臨界區(qū)退火后淬火冷卻過(guò)程中形成的，沉淀反應(yīng)的驅(qū)動(dòng)力是鐵素體中碳的過(guò)飽和度。在快的緩慢冷卻速度下，鐵素體中碳來(lái)不及擴(kuò)散至過(guò)冷奧氏體中，鐵素體中固溶碳較多，碳的過(guò)飽和度高，形核驅(qū)動(dòng)力大，從而導(dǎo)致（鐵，鉻，錳）沉淀相細(xì)小彌散。

  緩慢冷卻速度直接影響緩慢終止溫度時(shí)鋼中的剩余奧氏體含量，以20℃/s的緩慢冷卻速度冷到680℃與以1℃/s的緩慢冷卻速度相比，由于冷速較高，所用的時(shí)間僅有6秒，由兩相區(qū)形成的奧氏體轉(zhuǎn)化為取向附生鐵素體的量少，剩余的未轉(zhuǎn)變的奧氏體量多，在隨后的快冷淬火過(guò)程中轉(zhuǎn)變的馬氏體含量多，雙相鋼的強(qiáng)度與馬氏體的體積分?jǐn)?shù)和硬度成正比，而對(duì)于同一種成分鋼，當(dāng)快冷速度不變時(shí)，馬氏體硬度與鋼的淬透性成正比。當(dāng)快冷速度不變，馬氏體體積分?jǐn)?shù)增加時(shí)，過(guò)冷奧氏體單位體積合金含量減小，淬透性降低，馬氏體硬度下降。因而，在這種情況下，馬氏體硬度與其體積分?jǐn)?shù)成反比。隨緩慢冷卻速度的增加，馬氏體體積分?jǐn)?shù)升高，在本試驗(yàn)鋼中馬氏體硬度的下降對(duì)抗拉強(qiáng)度的降低效果小于馬氏體體積分?jǐn)?shù)增加的增強(qiáng)效果。

  試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度隨緩慢冷卻速度的增加而增加，當(dāng)雙相鋼的組織為細(xì)小分散的馬氏體島加連續(xù)分布的鐵素體基體時(shí)，雙相鋼的屈服強(qiáng)度主要取決于鐵素體的屈服強(qiáng)度，緩慢冷卻速度增加導(dǎo)致鐵素體中固溶碳含量升高，同時(shí)析出相細(xì)小彌散，固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化均得到加強(qiáng)。以低的緩慢冷卻速度冷卻時(shí)，鐵素體中沉淀相粗化或部分溶解，沉淀強(qiáng)化效果弱，鐵素體的屈服強(qiáng)度小，試驗(yàn)鋼的伸長(zhǎng)率大。在快的緩慢冷卻速度下，最終組織中的馬氏體含量增多，使得試驗(yàn)鋼有高的屈服強(qiáng)度，低的伸長(zhǎng)率。

 由于奧氏體向鐵素體的相變屬于擴(kuò)散控制的相變，因此，過(guò)冷度和相變時(shí)間都將對(duì)此相變有重要影響。緩慢冷卻終止溫度從590℃增加到680℃，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度略有降低，是由于從590℃增加到680℃，生成的取向附生鐵素體量雖有減少，但是鐵素體總量減小不大，起主導(dǎo)作用的仍是退火時(shí)的臨界區(qū)保溫溫度。由于二者的臨界區(qū)保溫溫度相同，鐵素體和奧氏體兩相的比例相差不大，所以試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度變化不大。而緩慢冷卻終止溫度超過(guò)700℃后，由于快冷前未發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變，過(guò)冷奧氏體單位體積碳含量低，因而轉(zhuǎn)變?yōu)楸葘\晶馬氏體強(qiáng)度低塑性好的板條馬氏體。而緩慢冷卻終止溫度低時(shí)，由于鐵素體的生成，過(guò)冷奧氏體富碳化，馬氏體島主要由微細(xì)孿晶組成，該結(jié)構(gòu)大大減小了有效滑移系，使得試驗(yàn)鋼的脆性增大。

四、結(jié)論

 1. 隨緩慢冷卻速度的增加，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均增加，而伸長(zhǎng)率減小，屈強(qiáng)比變化不大，均在0.46左右。緩慢冷卻終止溫度從590℃增加到680℃，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度略有降低，緩慢冷卻終止溫度超過(guò)700℃后，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度迅速降低，伸長(zhǎng)率呈上升趨勢(shì)，屈強(qiáng)比基本不變。

 2. 試驗(yàn)鋼在不同緩慢冷卻速度下的組織均由鐵素體和馬氏體組成，隨著緩慢冷卻速度的增加，晶粒尺寸逐漸減小，馬氏體體積分?jǐn)?shù)明顯增多。鐵素體中存在非連續(xù)的碳化物沉淀相，能譜分析表明，該沉淀相為（鐵，鉻，錳），在較低的緩慢冷卻速度下，這種碳化物沉淀相數(shù)量較少，尺寸較大。

 3. 試驗(yàn)鋼在低緩慢冷卻終止溫度下的顯微組織為鐵素體和馬氏體兩相組織，并且馬氏體中有微細(xì)孿晶存在，而在高緩慢冷卻終止溫度下的微觀組織為板條馬氏體。由于馬氏體精細(xì)結(jié)構(gòu)的改變，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均降低，塑性提高。