1000 MPa級雙相鋼在部分奧氏體化溫度下的相變研究

劉 珂，顧 斌，肖洋洋

(馬鋼股份公司技術(shù)中心 安徽馬鞍山 243000)

雙相鋼超高強(qiáng)度汽車板產(chǎn)品具有良好的塑性性能和強(qiáng)度性能的匹配，是汽車廠商在結(jié)構(gòu)件和安全件首選的材料，國內(nèi)鋼廠都在著力研究開發(fā)1000 MPa級產(chǎn)品；在鋼廠的生產(chǎn)中，通過CCT曲線結(jié)合控軋控冷工藝以得到目標(biāo)組織，但對于部分奧氏體化的相關(guān)研究較少。本文通過研究不同加熱溫度下部分奧氏體化的相變過程，研究并探討了連續(xù)工藝的相變與部分奧氏體的相關(guān)性為高強(qiáng)雙相鋼的生產(chǎn)提供工藝溫度依據(jù)。

1 試驗樣品方案

1.1 成分設(shè)計

1.2 樣品制備方案

煉鋼：實(shí)驗鋼采用150 kg真空冶煉爐冶煉，化學(xué)成分如表1所示。

表1 鋼化學(xué)成分 %

熱軋：鑄坯經(jīng)鍛造后制成8 mm×225 mm×230 mm的熱軋原料，在熱軋采用“5+3”道次的熱軋軋制規(guī)程將鍛坯軋至3.2 mm，在熱軋過程中，設(shè)定加熱溫度為1250 ℃，終軋溫度為880 ℃，終軋后采用水冷，模擬卷取溫度為650 ℃。

制樣：然后在熱軋板上取?3 mm×10 mm相變儀樣，在熱模擬試驗機(jī)上進(jìn)行實(shí)驗(實(shí)驗機(jī)圖略)。

1.3 AC1、AC3測定及Ms點(diǎn)計算

測量方案：加熱速度為10 ℃/s，熱至500 ℃后，加熱速度調(diào)為0.05 ℃/s。1000 ℃并保溫300 s，然后淬火至室溫。具體膨脹曲線見圖1。利用切線法從膨脹曲線中可以得出A與A，分別為：708 ℃和854 ℃。

圖1 實(shí)驗鋼靜態(tài)CCT曲線測定工藝圖

根據(jù)樣品鋼的化學(xué)成分，采用經(jīng)驗公式(1-1)和(1-2)可以近似計算實(shí)驗鋼的Ms為345 ℃。

Ms = 540 - 420[C]

(1-1)

[C]= w(C) + w(Si) / 40 + w(Mn) / 12 + w(Cr) / 3 + w (Nb) / 21

(1-2)

2 試驗驗證工藝方案

部分奧氏體化CCT曲線測定的試驗操作工藝：將樣品鋼以10 ℃/s的速率分別加熱到不同兩相區(qū)溫度(730 ℃、770 ℃、810 ℃)，保溫時間300 s，確保組織成分穩(wěn)定均勻，分別以0.5 ℃/s、1 ℃/s、2 ℃/s、5 ℃/s、10 ℃/s、20 ℃/s、40 ℃/s 的冷卻速率冷卻至室溫，試驗工藝曲線示意圖如圖3。

3 結(jié)果分析討論

3.1 730 ℃部分奧氏體化CCT曲線

對730 ℃溫度下的部分奧氏體化溫度下的CCT曲線進(jìn)行測定，顯微組織如圖2所示，利用origin軟件繪出730 ℃下的CCT曲線如圖3。

圖2 實(shí)驗鋼在不同冷速下的金相顯微組織

圖3 實(shí)驗鋼的部分奧氏體化CCT曲線(730 ℃保溫5 min)

由圖2可見，以冷卻速率0.5 ℃/s為例,黑色的塊狀組織為珠光體,其含量較少,晶粒尺寸較小；當(dāng)冷卻速率>5 ℃/s時,貝氏體轉(zhuǎn)變基本消失,形成組織主要為鐵素體和馬氏體；當(dāng)冷卻速率超過20 ℃/s時,馬氏體和鐵素體量已經(jīng)趨于穩(wěn)定。

3.2 770 ℃部分奧氏體化CCT曲線

采用相同的實(shí)驗方案，對770 ℃溫度下的部分奧氏體化溫度下的CCT曲線進(jìn)行測定。顯微組織如圖4所示， 770 ℃溫度下的CCT曲線如圖5。

圖4 實(shí)驗鋼在不同冷速下的金相顯微組織

圖5 實(shí)驗鋼的部分奧氏體化CCT曲線(770 ℃保溫5 min)

3.3 810 ℃部分奧氏體化CCT曲線

810 ℃溫度下的部分奧氏體化溫度下顯微組織如圖6所示， 810 ℃溫度下的CCT曲線如圖7。

圖6 實(shí)驗鋼在不同冷速下的金相顯微組織

圖7 實(shí)驗鋼的部分奧氏體化CCT曲線(810 ℃保溫5 min)

由圖3、5、7可知，不同兩相區(qū)溫度下的CCT曲線基本相似。隨著加熱溫度的降低，Ms點(diǎn)不斷降低，這主要是由于兩相區(qū)溫度降低，鐵素體數(shù)量量增加，奧氏體中的碳含量增加，根據(jù)理論經(jīng)驗公式1-1和1-2可知，Ms點(diǎn)也是降低的。鐵素體轉(zhuǎn)變曲線隨著溫度的降低而降低，這是由于加熱溫度低，首先形成鐵素體的量多，鐵素體轉(zhuǎn)變點(diǎn)下降，在冷卻過程中再次轉(zhuǎn)變鐵素體變難。

分析3種兩相區(qū)加熱溫度的CCT曲線，可以看出，隨著加熱溫度降低，鐵素體區(qū)轉(zhuǎn)變范圍稍微變窄，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域向右移動，曲線轉(zhuǎn)變區(qū)隨溫度降低總體略微下移。初步原因分析認(rèn)為，未轉(zhuǎn)變鐵素體在試驗鋼中的存在，導(dǎo)致在隨后的冷卻過程中這部分鐵素體會一直保留到最后。在過冷奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變過程中，這未轉(zhuǎn)變鐵素體與奧氏體的界面存在貧碳區(qū)引起碳擴(kuò)散不均勻，由鐵素體處生成的奧氏體的含碳量較低，這部分奧氏體容易發(fā)生相變，所以隨著加熱溫度的降低，試驗鋼中較難形成鐵素體，鐵素體轉(zhuǎn)變線下移，轉(zhuǎn)變區(qū)的范圍也輕微縮窄。

在冷卻過程中，由于碳會發(fā)生再分布現(xiàn)象，使得奧氏體中的碳濃度產(chǎn)生起伏,且隨著過冷度的增大，在貧碳區(qū)首先形成鐵素體晶粒，過飽和的碳擴(kuò)散與沉淀析出，降低了碳向奧氏體的富集時間，且隨著加熱溫度的降低，使貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域右移。

在兩相區(qū)保溫過程中，由于碳原子的擴(kuò)散距離較小，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程，孕育期基本沒有；在保溫過程中，原始珠光體已經(jīng)完全消失。在部分奧氏體化加熱過程中，鐵素體數(shù)量的增加，使得奧氏體中更易富碳，馬氏體相變更容易發(fā)生，馬氏體的開始轉(zhuǎn)變溫度下降，降低了工藝成本要求。在連退線生產(chǎn)高強(qiáng)雙相鋼,合理兩相區(qū)加熱以及恰當(dāng)?shù)目剀埧乩?可得到符合要求的雙相鋼。

4 結(jié)論

通過對比分析三種部分奧氏體化加熱溫度的CCT曲線，曲線形狀相似，且隨著部分奧氏體化溫度的降低，鐵素體轉(zhuǎn)變線和馬氏體相變點(diǎn)都是下降的，貝氏體轉(zhuǎn)變右移。

在部分奧氏體化的加熱過程中，由于奧氏體更易富碳，可以有效促進(jìn)馬氏體的形成。

在生產(chǎn)連續(xù)退火雙相鋼時，部分奧氏體化后采用合適的冷卻工藝可得到性能優(yōu)良的雙相鋼。