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碳-錳-鉻系冷軋雙相鋼的顯微組織和力學(xué)性能的影響。結果表明，隨緩慢冷卻速度的增加，試驗雙相鋼的強度增加，伸長(cháng)率則減小，屈強比變化不大，均在0.46左右。在不同緩慢冷卻速度下，試驗鋼的顯微組織均由鐵素體和馬氏體組成，隨著(zhù)緩慢冷卻速度的增加，晶粒尺寸逐漸減小，馬氏體體積分數明顯增多。鐵素體中存在非連續的碳化物沉淀相，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，這種非連續的碳化物沉淀相數量少、尺寸大。緩慢冷卻終止溫度從590℃增加到680℃，試驗鋼的強度略有降低，而緩慢冷卻終止溫度超過(guò)700℃后，強度迅速降低，伸長(cháng)率呈上升趨勢，屈強比基本不變。在低緩慢冷卻終止溫度下，試驗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鋼，其具有屈服強度低、抗拉強度高、加工硬化能力強、總伸長(cháng)率和均勻伸長(cháng)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(mǎn)足了汽車(chē)輕量化要求，在汽車(chē)用鋼中的使用比例呈明顯上升趨勢，已成為新一代汽車(chē)用高強鋼的典型代表。具有良好綜合性能的高強度冷軋雙相鋼都是通過(guò)連續退火生產(chǎn)線(xiàn)生產(chǎn)，冷軋雙相鋼生產(chǎn)過(guò)程包括冶煉、熱軋、冷軋和連續退火等工序，各環(huán)節對其最終的組織和性能都有不同程度的影響。連續退火過(guò)程中的緩慢冷卻階段主要用于調節快速冷卻前雙相鋼中奧氏體的數量和分布，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非常重要。筆者研究了連續退火過(guò)程中緩慢冷卻參數對碳-錳-鉻系冷軋雙相鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響。

一、試驗材料及方法

  試驗采用厚度為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)量分數），原始組織由鐵素體和珠光體組成。工業(yè)冷硬板的前道工序為：180噸轉爐冶煉后連續澆鑄成厚度為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機架冷連機軋至1.6ｍｍ。取220ｍｍ×110ｍｍ的試樣在熱鍍鋅模擬器上進(jìn)行模擬連續退火試驗。其中加熱速度取8℃/s、臨界區保溫溫度取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，緩慢冷卻參數見(jiàn)表。

 將模擬退火后的試樣加工成50ｍｍ標距的縱向板拉力試樣（平行于軋制方向），在電子萬(wàn)能拉伸試驗機上測試其力學(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(guān)察顯微組織；制備雙噴減薄試樣在透射電鏡下觀(guān)察其微觀(guān)組織結構。

二、試驗結果及分析

 1. 試驗鋼的顯微組織

  圖為試驗鋼在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?？梢钥闯?，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(guān)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(zhù)緩慢冷卻速度的增加，晶粒尺寸逐漸減小，馬氏體體積分數明顯增多。

  圖為試驗鋼在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?chē)囊恍╄F素體中有大量馬氏體相變誘發(fā)的高密度位錯，而另一些鐵素體中存在細小的非連續的碳化物沉淀相。同時(shí)可以看出，在低的緩慢冷卻速度下，這種非連續的碳化物沉淀相數量少，尺寸大。圖是析出粒子能譜分析圖。

  由圖衍射標定和圖能譜分析結果表明，這種非連續的碳化物沉淀相為（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個(gè)頂點(diǎn)由碳原子占據，每個(gè)碳原子周?chē)桑秱€(gè)緊鄰的鐵，鉻，錳原子圍繞。

  圖為試驗鋼在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(guān)精細結構，從圖中可以看出，鐵素體中有大量的高密度位錯，馬氏體島精細結構以微細孿晶為主。圖顯示了試樣在750℃的緩慢冷卻終止溫度下的微觀(guān)精細結構，從圖中可以看出，馬氏體島精細結構以板條馬氏體為主。

 2. 試驗鋼的力學(xué)性能

  圖為緩慢冷卻速度對試驗鋼力學(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，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度都在增加，伸長(cháng)率則在減小，屈強比變化不大，均在0.46左右。圖給出了緩慢冷卻終止溫度對試驗鋼力學(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℃，屈服強度和抗拉強度略有降低，緩慢冷卻終止溫度超過(guò)700℃后，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度迅速降低，而伸長(cháng)率呈上升趨勢，屈強比基本不變。

三、討論

  試驗鋼在兩相區奧氏體化后，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(chēng)為取向附生鐵素體，以達到該溫度下的局部平衡，從而調節鐵素體和奧氏體的含量和分布。

  隨著(zhù)緩慢冷卻速度的增加，試驗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，鐵素體形核驅動(dòng)力加大，形核率增大，晶粒長(cháng)大速度下降。因此，隨著(zhù)冷卻速度的增加，晶粒尺寸減小。試驗證明，細小的沉淀相是在臨界區退火后淬火冷卻過(guò)程中形成的，沉淀反應的驅動(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，形核驅動(dòng)力大，從而導致（鐵，鉻，錳）沉淀相細小彌散。

  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，由兩相區形成的奧氏體轉化為取向附生鐵素體的量少，剩余的未轉變的奧氏體量多，在隨后的快冷淬火過(guò)程中轉變的馬氏體含量多，雙相鋼的強度與馬氏體的體積分數和硬度成正比，而對于同一種成分鋼，當快冷速度不變時(shí)，馬氏體硬度與鋼的淬透性成正比。當快冷速度不變，馬氏體體積分數增加時(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數成反比。隨緩慢冷卻速度的增加，馬氏體體積分數升高，在本試驗鋼中馬氏體硬度的下降對抗拉強度的降低效果小于馬氏體體積分數增加的增強效果。

  試驗鋼的屈服強度隨緩慢冷卻速度的增加而增加，當雙相鋼的組織為細小分散的馬氏體島加連續分布的鐵素體基體時(shí)，雙相鋼的屈服強度主要取決于鐵素體的屈服強度，緩慢冷卻速度增加導致鐵素體中固溶碳含量升高，同時(shí)析出相細小彌散，固溶強化和沉淀強化均得到加強。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，沉淀強化效果弱，鐵素體的屈服強度小，試驗鋼的伸長(cháng)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，使得試驗鋼有高的屈服強度，低的伸長(cháng)率。

 由于奧氏體向鐵素體的相變屬于擴散控制的相變，因此，過(guò)冷度和相變時(shí)間都將對此相變有重要影響。緩慢冷卻終止溫度從590℃增加到680℃，試驗鋼的強度略有降低，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，起主導作用的仍是退火時(shí)的臨界區保溫溫度。由于二者的臨界區保溫溫度相同，鐵素體和奧氏體兩相的比例相差不大，所以試驗鋼的強度變化不大。而緩慢冷卻終止溫度超過(guò)700℃后，由于快冷前未發(fā)生鐵素體轉變，過(guò)冷奧氏體單位體積碳含量低，因而轉變?yōu)楸葘\晶馬氏體強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孿晶組成，該結構大大減小了有效滑移系，使得試驗鋼的脆性增大。

四、結論

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

 2. 試驗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(zhù)緩慢冷卻速度的增加，晶粒尺寸逐漸減小，馬氏體體積分數明顯增多。鐵素體中存在非連續的碳化物沉淀相，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量較少，尺寸較大。

 3. 試驗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孿晶存在，而在高緩慢冷卻終止溫度下的微觀(guān)組織為板條馬氏體。由于馬氏體精細結構的改變，導致屈服強度和抗拉強度均降低，塑性提高。