由于熱軋雙相鋼生產線短,在后續冷卻段具有較大的限制,這就經常要提高冷卻速度,提高冷卻速度雖然可以縮短相變時間、提高相變速度,但是卻會導致鐵素體析出量的降低,而鐵素體的體積分數卻極大地影響雙相鋼的力學性能,超快冷的使用對CSP的布置具有重大作用,超快冷可以加速前段冷卻。先共析鐵素體主要分為“棱邊”形核和“晶界面”形核兩部分,而冷卻速度對“棱邊”形核鐵素體的抑制作用較低。本章通過控制相變前奧氏體晶粒尺寸的方法來研究“快速大量析出鐵素體”的先共析轉變對后續進行的剩余奧氏體轉變的影響規律。


一、實驗材料與實驗工藝


 實驗用雙相鋼選用浙江至德鋼業有限公司真空冶煉爐冶煉,化學成分如表2-3所示。為避開雙相鋼板中心偏析,選取雙相鋼板厚度1/4處進行取樣,機械加工成ф3mmx10mm的圓柱形試樣,如圖2-6所示。實驗在MMS300實驗機上進行。實驗具體工藝如圖3-10所示。以10℃/s的冷卻速度加熱到1200℃,保溫300s后以10℃/s冷卻到870℃,保溫10s,消除溫度梯度的影響。變形50%后以0.5℃/s、1℃/s、2℃/s、5℃/s、10℃/s、20℃/s的速度冷卻到室溫。


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二、實驗結果及分析


 圖3-11為雙相鋼在奧氏體化溫度為900℃情況下得到的金相組織,從金相組織可以看到,在0.5~1℃/s時金相組織為F+P,而當冷卻速度達到5℃/s時,開始發生了貝氏體轉變。到了20℃/s時候,出現了少量馬氏體,金相組織為F+B+M。


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  圖3-12為奧氏體化溫度為1200℃時得到的金相組織,從金相組織可以發現,當冷卻速度為0.5~1℃/s時候得到的金相組織為F+P,而當冷卻速度達到5℃/s時,出現了貝氏體轉變,金相組織為F+B.圖3-13為所獲得的CCT曲線圖。


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三、分析與討論


 1. 奧氏體化溫度與鐵素體相變


  隨著奧氏體化溫度的降低,雙相鋼在不同冷卻速度下得到的金相組織中,鐵素體體積分數明顯增加,且鐵素體的形態發生了明顯的變化。1200℃加熱完全奧氏體化時,碳原子的擴散速度明顯加快,奧氏體內的合金元素分布更為均勻,冷卻時奧氏體向鐵素體轉變過程只考慮晶界形核或者是在奧氏體內的缺陷處形核。又由于完全奧氏體時奧氏體內的平均合金元素含量較高,抑制了鐵素體相變過程,且鐵素體的相變過程又受到錳等合金元素擴散過程的限制,生長速率較慢,所以鐵素體出現了細長的片條狀,并且少量存在于晶界位置。


  然而對于奧氏體化溫度為900℃時,奧氏體化程度剛剛完成,還不夠充分,多邊形鐵素體始終大量存在于實驗鋼的微觀組織中,這可以用激發形核理論來形容這一現象。文獻給出了鐵素體激發形核功與新舊鐵素體之間的取向角的關系圖,鐵素體可以在鐵素體/奧氏體界面上激發形成,形成的鐵素體與母體鐵素體取向更為接近,鐵素體/鐵素體的界面能越低,對鐵素體的形核也就更為有利。因此,鐵素體/奧氏體界面上易于形成取向接近的鐵素體。


 同時根據形核功理論,奧氏體化程度低時奧氏體向鐵素體轉變所需要的相變驅動力比完全奧氏體化后發生的相變驅動力要小得多。所以奧氏體化程度相對低時,奧氏體向鐵素體轉變過程更容易在更高的溫度區間進行,CCT曲線的鐵素體相變區域明顯擴大。而且奧氏體化程度更低的情況下,鐵素體的生長受到碳元素擴散過程的限制,生長速率較快,所以微觀組織中始終有大量的鐵素體存在。


 2. 奧氏體化溫度與貝氏體相變


從圖3-13中的CCT曲線圖可以發現,完全奧氏體過程到奧氏體化程度較低的過程變化中,貝氏體的相變區域是增加的,然而區間擴大而體積分數是降低的,發生貝氏體轉變的溫度也是逐步降低。不同奧氏體化溫度得到的貝氏體的形態差別也更大。


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   對于1200℃加熱完全奧氏體化時,碳原子和合金元素在奧氏體中的含量較高且分布更為均勻,高溫時候抑制了鐵素體的相變使得奧氏體在中溫階段發生了大量的貝氏體相變,此時貝氏體是由鐵素體板條和分布在其間的殘余奧氏體組成的典型的無碳化物貝氏體。由于900℃加熱,合金元素的擴散速度相對較慢,導致其在奧氏體內的分布更為不均勻,大量的合金元素存在于奧氏體晶界位置,碳原子擴散速度較快,在隨后的冷卻過程中更容易發生貝氏體轉變,使得貝氏體開始轉變溫度點比完全奧氏體化溫度時要提高很多。此時組織中不僅有大量的無碳化物貝氏體,還發生了粒狀貝氏體的轉變。


  由激發形核理論,兩相區奧氏體化界面上容易激發形成取向更為接近的鐵素體。在有取向的鐵素體/奧氏體界面上,若貝氏體保持與鐵素體相近的取向,使界面能盡可能地降低,則有利于貝氏體的形成。激發形核產生的關鍵是因為鐵素體/鐵素體的界面能較低使得系統能量降低,在晶界鐵素體/原奧氏體界面上,取向與晶界鐵素體越接近,貝氏體形核需克服的勢壘越低。所以貝氏體可以在存在取向關系的晶界鐵素體/原奧氏體界面上直接形核,且與鐵素體保持一致。


  因此,奧氏體程度較低的情況時,奧氏體向貝氏體轉變所需的相變驅動力比完全奧氏體化后的轉變要小,但是奧氏體化程度較低使得奧氏體內的碳含量增加,貝氏體相變受到抑制。從我們所獲得的實驗結果分析,奧氏體化程度較低的情況下,貝氏體相變溫度提高,但是相變溫度區間確實擴大。這說明碳含量的影響更為主要,而相變驅動力的影響相對來說弱化。


3. 奧氏體化溫度與珠光體相變


  珠光體相變驅動力只受合金元素在初始奧氏體內富集程度的影響,隨著奧氏體化溫度的降低,CCT圖中的珠光體相變開始點也在逐漸降低。900℃加熱時,由于合金元素在奧氏體內的分布更為不均勻,大量合金元素在奧氏體晶界富集,使珠光體相變驅動力降低,即使在冷速大于1℃/s時仍有珠光體的轉變,相變區間較完全奧氏體化過程有所擴大。


  4. 奧氏體化溫度與馬氏體相變


 從雙相鋼金相組織與CCT曲線可以看出,900℃時在冷卻速度為20℃/s出現了馬氏體,而完全奧氏體化過程時組織還是鐵素體+貝氏體。馬氏體的相變過程是非擴散型相變,所以馬氏體相變驅動力只受到合金元素在初始奧氏體內的富集程度的影響。同時相對于第2章中所測得的雙相鋼的Ms點來說,馬氏體開始轉變溫度降低了。這是因為900℃加熱時,奧氏體晶界位置富集了高的合金元素,馬氏體相變驅動力降低,,這就解釋了為什么馬氏體轉變溫度相對于第2章的要降低的原因。同時,部分奧氏體化時,初始奧氏體中平均碳含量較高,而相同條件下碳含量越高,馬氏體相變驅動力越低。