Fe-C-Mn双相钢奥氏体形成动力学

D0I:10.13374/i.issn1001053x.1989.05.021 北京科技大学学报 第11卷第5期 Vol.11No.5 1989年9月 Journal of Universiiy of Science and Technology Beijing Sept.1989 FeC-Mn双相钢奥氏体形成动力学 周向阳 曹凤豫 李承基 (材料科学与工程系) 摘要：本文采用OM及SEM金相定量研究了亚临界（低于Ac1)超火对冷轧态Fc- C-Mn双相钢临界区(Acr~Ac3)奥氏体形成动力学的形响，采用STEM能谱分析及SEM 波谱分析测定了在亚临界退火过程中碳化物中锰法度的变化及在临界区形成的奥氏体的锰浓 度。实验结果表明，亚临界退火过程发生锰向碳化物的平衡偏聚，从而使临界区形成的奥氏 体具有较高的话含量，捉高奥氏体的浒透性。这对于周期退火双相钢板的生产具有重要意义。 关键词：双相钢，亚临界退火，临界区過火 Influences of Subcritical Annealing on the Austenite Transformation in Fe-C-Mn Dual Phase Steel Zhou Xiangyang Cao Fengyu Li Chengji ABSTRACT:The Influences of subcritical annealing on the austenite transfo- rmation kinetics in the intercritical annealing of Fe-C-Mn dual phase steels are studied by means of OM,SEM.And using EDX,WDS technology,Mn-partiti- oning in carbide during subcritical annealing are measured.The results show that subcritical annealing is believed to prompt the Mn-partitioning to carbide, and to form a Mn-rich austenite during the intercritical annealing.Therefore, the hardenability of austenite is increased during batch annealing.It should be applicable for batch annealing processing of dual phase steels. KEY WORDS:dual-phase steel,subcritical annealing,intercritical annealing 以铁素体加10~25%马氏体（或贝氏体）为组织特点的双相钢，是近十多年发展起来的 一类新型低合金高强度钢种。在中、近期双向钢的市场需求量不大的的情况下，用罩式炉生产 的周期退火双相钢板卷受到人们的重视[1)。但罩式炉退火的冷速很慢（为40~50°C/h),因 1989-03-25收稿 419

第 卷第 期 北 京 科 技 大 、 、 年 月 、 厂 学 学 报 了 ， ——一二二三 一一 一 — 一一 一 一 一 一 二二二二 二二二二二二二二二二二二二二二二二 一 一 双相钢奥氏体形成动力 学 周 向阳 曹凤豫 李承基 材料 科学与工 程 系 摘 要 本 文采 用 及 金 相定量 研究了 亚 临界 低于 。 退 火对 冷轧态 一 双 相 钢 临界 区 刁 工 刁 奥 氏体形成 动 力 学 的影响 ， 采用 能 谱分析及 波 潜分析测定 了在亚 临界退火 过 程 中碳 化物 中锰浓度 的变化及在临界 区形成 的奥 氏体 的锰 浓 度 。 实验 结 果 表 明 ， 亚 临界退 火过 程 发生锰 向碳化 物 中的 平衡偏聚 ，从 而 使 临界 区 形成 的奥 氏 体具 有较 高的锰 含量 ， 提 高奥 氏体 的淬透性 。 这对于 周 期退 火 双相 钢 板的生 产 具有重 要 意 义 。 关 键 词 双 相钢 ， 亚 临 界 退 火 ， 临界 反 退 火 息 一 一 夕夕 ， 夕 夕夕 “ 一 一 ， ， ， 一 · “ 一 ， 一 · ， 一 一 ， 住 ， 以 铁素体加 一 马 氏体 或 贝氏体 为组织特点 的双相 钢 ， 是近十 多年发 展起来 的 一类新型低合 金高强 度钢种 。 在 中 、 近期双 向钢 的市场 需求量 不大的 的情况下 ， 用 罩式炉生 产 的周期退 火双相钢板 卷受到 人们 的 兹视 ‘ ’ 。 但罩式护 退火的冷速很 慢 为 一 ， 因 ，甲 一 一 收 稿 DOI ：10．13374／j ．issn1001—053x．1989．05．021

此要求奥氏体具有述够高的淬透性。这意咔：要高的合金度。外的研究表明]2」，此类 双相钢的锰含比不能低」3.2。。但高锰含容易起重带状组织，使塑性降低。因此， 如何在较低锰含式的条件卜尖展周期港火双钢起了人们的兴趣。心行研究表明3，J, 0.12C一1.701n一0.06V热轧板经亚临界（低于Ac1)退火，再加热临界区(Ac1~Ac3) 形成的奥氏休，后的陵冷条件下可获得双相钢所具有的连续屈服拉伸曲线。上述热处理 上艺简称为L-P(Li Chengji-Purd)上艺。本文的目的是进一步研究L-P工艺的原理及其在 冷轧态板卷退火中应用的可能性。 1实验材料及方法 实验材料由真空高频感应冶烁，锭重28kg,经1200°C扩散退火，热锻及热轧成3.5mm 的板材，年令轧成2.0m薄板，分别加工成金相和拉伸试样。实验材料的化学成份为如 下长(wI'.): 袖少 Mn Si P 1 0.19 1.56 0.29 0.0u8 0.007 2 0.05 1.76 0.10 0.008 0.008 3 0.09 2.22 0.05 0.008 0.007 奥氏体形成动力学研究的试样在盐溶炉中加热，温度波动不大于±1°C,保温后淬入冰 盐水中。奥氏体（在室温下即马氏体)在光学显微镜及SEM照片上用网格计点法定量测定。 组织观袋时，除了采26硝梭酒精(N)及L©Pcra【51试剂(L)外，为区别马氏体和碳化物， 还采用IH浸蚀剂(25mH2O+25mlH,O2+2 mIHNO3+2滴HF)。经N和H试剂交替浸蚀后， 在SEM下马氏体为黑色，铁素体是灰色，而碳化物呈白色。各相中的锰含量采用JSM-35CF 」描电镜波谱分析1-800透射电镜能谱分析（萃取碳化物）测定。拉伸试验在MTS-809万 能材料试验机上进行。 2实验结果及分析 2.1亚临界退火后的组织及锰在碳化物中的平衡偏聚 原始状态为冷轧态，亚临界退火温度为670°C,保温时间分别为2h,6,和30h。退火 后的组织为先共析铁体（心再结品）和分布在原珠光体一先共析铁素体边界及原珠光体内 的颗粒状碳化物，如图1所小示。 冷轧态试样经亚临界退火后，除了发生碳化物的球化和铁索休的车结品外，还发生锰可 碳化物的平衡偏浆，业紫提高碳化物'中的锰含量。在冷轧态，碳化物中的锰含量较低。当亚 临界退火时：焰过2，碳化物的立今量开始明显增加，如图2所示。金相试样的被普分 析(S)利取碳化物的能谱分析(SEM)的锰含量测定值，由于测试方法的不同而存在一 定并，但锰含量随退火时间的变化此律是一致的。图3为SEM波谱分析典型例子，STEM 能谱分析的典型例子从略。 420

此 要求 奥氏体 以 足 够高 的 淬透性 。 这 念味 介击 要高 的 合金度 。 闪 外’ 研 究农 明 〔 ’ ， 此 类 汉 权 网 沟锰 含 · 不 能 低 几 艺 ’， 。 。 通高 锰 含 业容 易引 起严 重 带 状 纤 织 ， 使 塑 性降 低 。 因此 ， 如 何 在较 低 锰 含 】 七的 条件 卜发 展周 期退 火双 相 钢引起 人 们的 兴 趣 。 已 有 研 究 表 明 〔 “ ， ‘ ， 一 入 一 热 车 冈板 经 亚临 界 低 一 几 ， 退 火 ， 再 加 热 至临 界 区 一 形 戎的 奥氏 沐 ， 了泛随 后 的慢 冷 杀件 日 一 获 得双 相钢所 其 有 的连续 屈 服拉伸 曲线 。 上 述热 处 理 工 乙简称 为 一 护 一 盯 一 上 艺 。 本 文灼 目的是 进 一步 研究 一 工 艺的原 理 及 其 在 令轧 态 板卷 退 火 ，卜应 川 的 能性 。 实验材料及方法 实脸 材料 由真 空高 须感应炉 冶 炼 ， 锭 重 ， 经 。 。 扩 散退火 ， 热 锻 及热 轧 成 的 饭 材 ， 呼冷 车 成 薄板 ， 分别 加工 成 金相 和 拉伸 试样 。 实验 材 料 的 化 学 成份 为如 卜丧 、、 ’ 众泊 号 入 尸 节 。 。 。 。 匕 。 。 琴 ， 。 心 。 。 奥氏 体形 成动 力学 研究 的试样 在盐 溶炉 中加 热 ， 温 度波 动 不大于 士 “ ， 保温后 淬人 冰 盐 水 ‘卜 。 奥氏 体 住宝 温 下即 马 氏体 在光学 显微镜及 照 片上 用 网格 计点 法定量测 定 。 组 织 观察时 ， 除 采用 硝酸 西精 及 〔 ’ 〕 试剂 外 ， 为 区别 马氏 体和碳化物 ， 还 采用 一 谈 蚀 剂 ， ， 卜百 一 滴 。 经 和 试 齐 交替浸蚀 后 ， 在 下马 氏体为黑 色 ， 铁 素体 呈灰 色 ， 而 碳化物呈 白色 。 各相 中的锰 含量 采用 一 扫 箱 电镜 波 诺 分析 和 一 透射 电镜 能 谱分析 萃 取碳 化物 测 定 。 拉 伸 试验在 一 万 能 材料 试验 机上 进 行 。 实验结果及 分析 亚 临 界退 火 后 的组 织 及 锰在 碳化 物中的平 衡偏 滩 原始 状 态 为冷 轧态 ， 亚 临界退 火益 度 为 ， 保温时 间分别 为 ， ， 和 。 退 火 后 的组 织 为 先共析 谈 素体 已 再结 晶 和 分布在原珠 光 体一 先 共析 铁素体边界 及原 珠光 体 内 的 颁 粒状碳 化物 ， 如 图 所 示 。 冷 轧态 试样 经 亚临 界退 火后 ， 除 ‘ 发生 碳 化物 的球 化和 铁 素体的 再结 品外 ， 还 发生 锰 向 碳 化物 的平 衡 偏聚 ， 显 冷提 高 碳 化物 ‘ 的锰 含量 。 在冷 轧态 ， 碳 化 物 中的锰含量较低 。 当亚 肪界 退 火时 间超 过 后 ， 碳 匕物 ，卜的 ‘ 谊含址 开始 明显增 加 ， 如 图 所 示 。 金相 戈样 的波 潜分 析 呀日策取碳 化物 ’勺能 谱分 析 ’ ’ 的锰 含呈测 定值 ， 由于测 试方法 的 不 同而存在一 定 毛异 ， 但锰 含坡随 退 火时 间的变化规 律足 一致 的 。 图 为 波 谱 分析典型例 子 ， 能 清分析 的 典型例 子从 略

图11钢冷轧态(a)及经670°C亚临界退火后的组织(b) Fig.1 Micro-structure for stecl 1.(a)Cold-Rolled;(b)subcritical annealed at 670C 20r ·SEM STEM 15 10 10 100 100010000 Time,min 25KX5088224 图21*钢在亚临界退火(670C)过程碳化物中 图31*钢经亚临界退火(670C,30h)后，碳化 铥浓度的变化 物中锰浓度分析的SEM波谱线扫描照片 Fig.2 The variation of Mn concentration Fig.3 Mn (wt%)in carbide for steel 1 in carbide during subcritical after subcritical anncaled at 670C anncaling at 670C for steel 1. for 30 h measured by means of WDS 2,2亚临界退火对临界区奥氏体形成动力学的影响 图4所示为2#钢经670°C(6及30h)亚临界区退火后再在740°C临界区加热时奥氏体形成 动力学曲线。从图4可见，亚临界退火的奥氏 体形成动力学曲线可分为4个阶段：即第1阶 20 段，奥氏体以较高速度形成，第2阶段，奥氏 15 体形成速度降低，在动力学曲线上出现“平 10 台”阶段；第3阶段，奥氏体是继续增加而达 670℃，6h 670℃，30h 到最大值；第4阶段，奥氏体量开始减少。但 Cold rolling 是，未经亚临界退火的冷轧态试样，则没有出 0 102 103 104 10 现第2阶段的“平台”现象，而且奥氏体开始 Time.s 图4冷轧态及经670°C亚临界遇火6和30h的2* 即以更大速度形成，在较短的时间内即达到最 钢在740°C临界区加热时奥氏体形成动力 大值。 学曲线 图5所示为图4相应的组织(SEM)。比较 Fig.4 Austenite volume fraction as a function of intercritical anne- 图5的两张照片可以看到，经亚临界退火后再 aling time at 740C for steel 2. 421

图 释 钢 冷轧 态 及 经 “ 亚 临界退 火后 的组织 一 ， 。 一 乃工 岌子 卜 一 犷厂，任 矛 叹 ’ ， 希 钢 经亚临界退 火 ， 后 ，碳化 物 中锰浓度 分析 的 波谱线 扫描照 片 图 吞 钢 在 亚 临界退 火 。 ” 过 程 碳化 物 中 锰 浓度 的变化 ， 悦 ‘ 图 军 夕 。 亚临 界退 火 对 临 界 区 奥 氏体形成动力 学的影 响 图 所 示为 ” 钢 经 “ 及 亚临界 区退火后再在 防界 区加 热时奥 氏体形 成 ， 图 冷轧 态 及经 亚临界退火 和 的 钢在 “ 临界 区加 热时奥 氏体形成动 力 学 曲线 呐忿一工日。的。浏﹄ 卜 动 力学 曲线 。 从 图 可 见 ， 亚临界退火的奥 氏 体形 成动 力学 曲线 可 分为 个 阶段 即 第 阶 段 ， 奥 氏体 以较高速 度形成 第 阶段 ， 奥 氏 体形 成速 度降低 ， 在 动 力 学 曲线 上 出现 “ 平 台 ” 阶段 第 阶段 ， 奥氏体是 继续增加而 达 到 最大值 第 阶段 ， 奥氏体量 开始减少 。 但 是 ， 未 经亚 临界退火的冷轧 态试样 ， 则没有 出 现 第 阶段 的 “ 平 台 ” 现象 ， 而且奥 氏体 开始 即 以 更大 速 度形 成 ， 在较短 的时 间 内即达 到 最 大值 。 图 所 示为 图 相 应 的组织 。 比较 图 的两 张照片可 以 看到 ， 经亚临界 退 火后 再 次 ， 声一 匆 、 ， 厂 竺子扩 一 ‘ 厂 丫尹 一 妒丫 。 、 ， 。 一 ， 傲二。 ，今犷

25KU 31318叠如 325086 图5冷轧态(a)及经670°C亚临界退火30h后(b)再在740°C临界区保温4h 后的2=钢摔火组织 Fig.5 Micro-structure formed at 740C for 4h in steel 2,as cold-rolled (a)and subcritical annealed at 670C for 30h(b) 在740°C保温4h之久（图5b),在奥氏体（现为马氏体）内部还有白色的碳化物颗粒残存。这 些碳化物颗粒不大可能是淬火时析出，而是富锰的未溶碳化物。未经亚临界退火的冷轧态 (图5a),在奥氏体（现为马氏体）内则没有发现未溶碳化物，而且在740°C保温4min后即 已完全溶解。 图6所示为经L-P周期退火（即在亚临界区保温后再升温至临界区保温，随后以40~ 60°C/h慢冷的罩式炉退火工艺)后，铁素体(F)~马氏体(M)中的锰浓度分布情况。可以看 到，马氏体是富锰的，而且马氏体内的锰浓度是不均匀的。在原先富锰碳化物处，马氏体 (在高温为奥氏体)的锰浓度可比在铁素体内高约3~5倍。锰含量足够高的奥氏体（例如 高于3.5wt%)具有很高的淬透性，可以在慢冷时获得马氏体，这正是罩式炉周期退火双相 钢的要求。 10 Interval,m 图61·钢经L-P工艺退火后的锰浓度在铁素体 图7碳化物溶解及奥氏体形成过程的SEM照片 (F)和马氏体(M)中的分布(SEM波谱分 Fig.7 Carbide dissolution and ausenite 析) formation in the intercritical Fig.6 Mn (wt%)in ferrite (F)and ma- annealing of Fe-C-Mn dual phase rtensite(M)for steel 1*measured steel by means of WDS 3讨 论 3.1Fe-C-Mn合金临界区奥氏体形成动力学 经亚临界退火后再在临界区加热，奥氏体形成动力学呈现4个阶段（见图4）。这种 422

图 冷轧 态 及经 亚临 界退 火 后 再 在 “ 在界 区 保 温 」 后 的 钢淬 火 组 织 一 ， ， 一 在 保温 之久 图 ， 在奥氏体 现 为 马 氏体 内部还 有 白色 的碳化物颗粒残 存 。 这 些 碳化 物颗粒 不大可 能是 淬火时 析 出 ， 而 是 富锰 的未 溶碳 化物 。 未 经 亚 临界 退火的冷轧态 图 ， 在奥氏体 现 为马 氏体 内则没 有发 现未 溶碳化物 ， 而且在 保温 后 即 已完全 溶解 。 图 所示为 经 一 周 期退 火 即在亚 临界 区保温 后 再升温 至临 界 区 保 温 ， 随 后 以 慢冷的罩式炉 退 火工艺 后 ， 铁素体 马 氏体 中的锰浓 度 分布情况 。 可 以看 到 ， 马氏体是 富锰 的 ， 而且 马氏体 内的锰浓 度是 不 均匀 的 。 在 原 先 富 锰 碳 化 物处 ， 马 氏体 在高温 为奥 氏体 的锰浓 度可 比在铁素体 内高 约 一 倍 。 锰 含量足 够高 的奥 氏 体 例 如 高于 具 有很高的淬透性 ， 可 以在慢冷时获 得马 氏体 ， 这 正 是 罩式 炉周 期退火双 相 钢 的要 求 。 又 ， 尹一 入 一 一 …， 映 山 一 一一 城 厂下 一 ’ 一 饰 二东己 图 。 竣 ， 术 、 手 钢 经 一 工 艺退 火 后 的 锰 浓 度 在铁素 体 和马 氏体 中的分 布 波谱 分 析 图 碳化物溶解及奥 氏体 形成过 程 的 照 片 一 一 讨 论 。 。 一 一 合 金临 界 区 奥 氏体形 成动 力学 经亚临界退火后 再在临界 区加 热时 ， 奥氏 体形 成动 力学 呈现 个 阶段 见 图 。 这 种

现象也曾在热轧态r31及其他原始组织状态[e]时发现。而Speicht7,8J对Fc-C-Mn合金的研 究结果则没有发现本文图4所示的第3阶段及第4阶段。这种差异可能与原始组织状态不同 有关。 综合ELPt3]及WPEt9J的研究结果，以及本文的实验结果，可以认为，Fe-C-Mn合金 临界区奥氏体形成动力学在本质上呈现有4个阶段，它们相应受控于碳在铁素体中的扩散及 碳化物在铁素体中的溶解（第1阶段）；碳在奥氏体中的扩散及碳化物在奥氏体中的溶解 (第2阶段)；锰在铁素体中的扩散（第3阶段）；及锰在奥氏体中的扩散（第4阶段）。 第1阶段：较细小的碳化物优先溶解于铁素体，奥氏体首先在先共析铁素体(F)与珠光 体(P)界面处碳化物溶解的基础上形核长大，并优先沿F-P界面发展，如图7所示。在此阶 段，奥氏体的形成与长大主要受控于碳化物在珠光体铁素体(F)中的溶解速率及碳在F中 的扩散，而不是在奥氏体中的扩散所控制。因为只有在下♪内存在碳浓度梯度，而在新形成 的奥氏体内还不存在碳浓度梯度（如果碳化物没有被奥氏体所包围），如图8所示。碳在铁 素体中的扩散系数比在奥氏体中的扩散系数大1~2个数量级，所以奥氏体长大的速率是很 快的。 第2阶段：未完全溶解于铁素体而被奥氏体包围的碳化物继续溶解于奥氏体，在奥氏体 内出现碳浓度梯度，如图-8b所示。碳在奥氏体内的扩散使奥氏体继续长大。由于碳化物在 奥氏体中的溶解速率及扩散系数均较在铁素体内的小，因此奥氏体长大较缓馒，甚至在动力 学曲线上出现近似于“平台”现象。此外，有关“平台”现象，还与第3阶段的滞后有关。 F A F F L小 lutervat F A F A F 图B在铁素体(FP)、奥氏体(A)及碳化物(C) 图9在铁素体(F)及奥氏体(A)中锰的浓度梯 中碳浓度变化示意图。(》碳化物落于铁素 度： 体时；(b)碳化物溶于奥氏体时 (a)由于在嵌素体中的锰的扩散使奥氏体长大 Fig.8 Concentration Frofile of carbon in (b)出于在奥氏体中篮的扩展使奥氏体缩减 ferrite(Fp)austenite(A)and Fig.9 Concentration profile of Mn in carbide(C)(a)carbide dissolved ferrite(F)and austenite(A). in Fp,(b)carbide dissolved in (a)austenite growth controlled by austenite diffusion of Mn in ferrite, (b)austenite shrink controlled by diffusion of Mn in austenite 第3阶段：由于锰在各相中的再分配及局部平衡，在FA界面的铁素体一侧存在锰的 浓度梯度（图-9），甄动Fp-A界面向Fp内迁移，导致奥氏体继续长大。由于锰在铁素体中 的扩散系数比第2阶段碳在奥氏体中的扩散系数小4~5个数量级，所以第3阶段的奥氏体 423

现 象 也 曾在热轧态 〔 〕及其他 原始组织状态 “ 时 发 现 。 而 〔 ， 〕对 一 一 合 金 的研 究结果 则 没有发现本文 图 所 示 的第 阶段 及 第 阶 段 。 这 种差 异 可能 与原始 组织状态不 同 有 关 。 综合 “ 」及 〕 的研究结果 ， 以 及 本文 的实验结果 ， 可 以 认 为 ， 一 一 合 金 临 界区奥 氏体形 成动 力学 在 本质上呈 现有 个 阶段 ， 它 们相 应 受控于 碳 在铁素 体 中的扩散 及 碳化物在铁素体中的溶解 第 阶段 碳 在奥 氏体 中的扩 散及 碳化 物在奥 氏 体 中 的溶解 第 阶 段 锰 在铁素体 中的扩散 第 阶段 及锰 在奥氏 体中的扩散 第 阶段 。 第 阶段 较 细小 的碳 化 物优 先溶解于 铁素 体 ， 奥氏 体首先在先共析铁素体 与珠光 体 界面处碳化 物溶解 的基础 上 形核长大 ， 并优 先 沿 一 界面发 展 ， 如 图 所示 。 在 此阶 段 ， 奥氏 体 的形 成与长大 主要 受控于 碳化物在珠光体铁素 体 中的溶解 速 率及碳在 中 的扩散 ， 而 不是 在 奥氏 体 中的扩 散 所控制 。 因为 只 有 在 内存 在碳浓 度梯 度 ， 而 在新形 成 的奥厌 体 内还不 存在碳浓 度梯度 如果碳化 物没有被奥氏 体所 包 围 ， 如图 所示 。 碳在铁 素体中的扩散 系数 比在奥 氏体 中的扩散 系数大 一 个数量 级 ， 所 以奥 氏体长大 的速 率是很 快 的 。 第 阶段 未完全 溶解于铁素体而被奥氏体包围 的碳 化 物继续溶 解于奥 氏体 ， 在奥氏体 内出现碳浓度梯度 ， 如 图 一 所示 。 碳 在奥氏 体 内的扩 散使奥 氏 体继续长 大 。 由 于 碳 化物在 奥 氏体 中的溶解 速率及扩散 系数 均较在铁 素体 内的小 ， 因此 奥氏 体长大 较缓慢 ， 甚 至 在动 力 学 曲线 上 出现近 似于 “ 平 台 ” 现 象 。 此 外 ， 有关 “ 平 台 ” 现 象 ， 还 与 第 阶 段 的滞 后 有关 。 乏 ，、 ， “ “ 川少才七 芝 叫 ， “ 目 州 飞。 六 门 图 在 铁素体 、 奥 氏休 及碳 化 物 、 中碳浓度 变化 示 念 图 。 幼 碳化 物 溶于铁 素 体 时 碳化 物浓 于 奥 氏体时 呈 几 。 ， 图 在铁 素体 及 奥 氏 体 中锰 的浓度 梯 度 由于 在铁 素 体 中的 锰 的 扩 散 使奥 氏体长大 由于 在 奥 氏体 中优 的扩 展 使奥 氏体缩减 王 ， 。 厂 ， 第 阶段 由于 锰 在 各相 中的再 分配及局部平衡 ， 在 一 界面 的 铁素体一侧 存在锰 的 浓 度梯度 图 一 ， 驭 动 一 界面 向 。 内迁移 ， 导致奥 氏体继续长大 。 由于锰在铁素体 中 的扩散 系数 比第 阶 段碳 在奥氏体 中的扩散 系数小 一 个数 量 级 ， 所 以第 阶 段 的奥 氏体

长大更加缓慢，而且明显滞后于第2阶段，使动力学曲线上的第2与第3阶段之间出现“平 台”现象。 第4阶段：主要是由于锰在奥氏体中的扩散引起的奥氏体是缩减阶段。由于锰在各相中 的再分配及局部平衡，在F-A界面的奥氏体一侧产生锰的浓度梯度（图9b),驱动界面向奥氏 体内迁移，导致奥氏体量缩减。由于锰在奥氏体中的扩散系数比在铁素体中小4~5个数量 级，所以先是锰在铁素体中扩散的奥氏体长大发生，而后受控于锰在奥氏体中扩散的奥氏体 收缩，在动力学曲线上出现奥氏体量的极大值。 3,2亚临界退火时临界区奥氏体形成动力学的影响 亚临界退火对临界区奥氏体形成动力学的影响，主要表现为加剧4个阶段的分离程度。 亚临界退火促进锰在铁素体和碳化物相的再分配。锰向碳化物中的平衡偏聚可获得富锰碳化 物。这是加剧4个阶段分离的主要因素。因为富锰碳化物较难溶解于铁素体，因此易于被形 成的奥氏体所包围，碳化物的继续溶解要在奥氏体中进行，而富锰碳化物也较难于溶解于奥氏 体，使奥氏体长大速度减慢。此外，由于在第1阶段富锰碳化物溶解于珠光体铁素体(F), 使F:的锰含量也高于一般水平。这种富锰铁素体可使第3阶段的奥氏体形成相对量增 加【]。因此，在动力学曲线上继“平台”出现之后又出现奥氏体量的明显增加阶段，直到 最大值（图4），使第2与第3阶段的分离更明显。 与经亚临界退火相比，预冷变形（冷轧态）对临界区奥氏体形成的影响，最明显的表现 是加速第1阶段，消除第1、.2、3阶段的分离现象，使第4阶段提前。这些影响是由于预 冷变形促进碳化物的溶解及奥氏体的形核长大，加速锰在铁素体及奥氏体中的扩散。 3.3锰的平衡偏聚在双相钢板卷退火中的应用 经亚临界区保温发生锰向碳化物的平衡偏 聚，不仅影响临界区奥氏体形成动力学，而且 2 可获得富锰奥氏体，提高奥氏体的淬透性。有 可能将现有周期退火双相钢的锰含量从3.5% 降到2.2%左右。对于常规的罩式炉退火工艺， 在A。1以下升温时间达12h以上，完全能满足 4 锰的平衡偏聚要求，有可能获得双相钢的组织 和性能特点。图10所示即为3*钢经工业性罩 式炉常规退火后的组织和相应的拉伸曲线。可 以看到，锰含量仅为2.2%的3钢，在实际生 产中可以获得铁素体加马氏体型双相组织，具 图103*钢经工业性罩式炉退火后的组织与拉伸 曲线 有连续屈服特征，强度及塑性均能达到DP-80 Fig.10 Micro-structure and mechanical 双相钢板材的要求。 properties of a batch annealed dual-phase stec】 424

长大 更加 缓慢 ， 而且 明显滞后于 第 阶段 ， 使动 力学 曲线 上 的第 与第 阶段之 问 出现 “ 平 台 ” 现象 。 第 阶段 主要 是 由于锰在奥 氏体 中的扩散 引起的奥 氏体是 缩减 阶段 。 由于 锰在各相 中 的再分配 及局部平衡 ， 在 一 界面 的奥氏体一侧 产生锰 的浓 度梯度 图 ， 驱 动 界面 向奥 氏 体 内迁移 ， 导致 奥 氏体量 缩减 。 由于 锰在奥 氏体 中的扩散 系数 比在铁素 体 中小 一 个数 量 级 ， 所 以先是 锰在 铁素 体 中扩散 的奥 氏体长大发 生 ， 而后 受控于 锰在奥 氏体 中扩散 的奥 氏体 收缩 ， 在动 力学 曲线上 出现奥 氏体量 的极大值 。 。 亚 临 界退 火 时临 界 区 奥 氏体形成动力学的影响 亚临界退火对 临界区奥 氏体形成动 力学 的影响 ， 主要表现 为加剧 个 阶段 的分离程 度 。 亚临界退火促进 锰在铁素体和碳 化物相 的再分配 。 锰 向碳 化物 中的平衡偏 聚可 获得富锰碳 化 物 。 这 是加剧 个阶段分离的主要 因素 。 因为富锰碳化物较难溶解于铁素体 ， 因此 易于被形 成 的奥 氏体所 包围 。 碳化物 的继续溶解要 在奥 氏体 中进 行 ， 而 富锰碳化物也较难于溶解于奥 氏 体 ， 使奥氏体长大速 度减 慢 。 此 外 ， 由于 在第 阶段富锰碳 化物溶解于 珠 光体铁素体 ， ， 使 ， 的锰 含量 也高于 一般水 平 。 这 种富锰铁素体可使 第 阶段 的 奥 氏 体 形 成 相 对 量 增 加 。 〕 。 因此 ， 在动 力学 曲线 上继 “ 平 台 ” 出现之后 又 出现奥 氏体量 的明显增加阶 段 ， 直 到 最大值 图 ， 使 第 与第 阶段 的分离更 明显 。 与经亚临 界退 火相 比 ， 预冷变形 冷轧态 对 临界区奥氏体形 成 的影响 ， 最 明显 的表现 是加 速第 阶段 ， 消 除第 、 、 阶段 的 分离现象 ， 使 第 阶段提前 。 这 些 影响是 由于预 冷 变形促进 碳 化物 的溶解 及奥氏体 的形 核长大 ， 加速锰在铁素体及奥氏体 中的扩散 。 盆的平 衡偏聚在 双相 钢板 卷退 火 中的应 用 图 。 钢经工 业性 罩式炉退 火后的组织 与拉 伸 曲线 一 一 经亚 临界区保温 发 生锰 向碳 化物 的平衡偏 聚 ， 不 仅影响临界区奥氏体形 成动 力学 ， 而且 可获 得富锰奥 氏体 ， 提高奥 氏体 的淬透性 。 有 可 能 将现 有周 期退 火双相 钢 的锰 含量从 降到 左 右 。 对于 常规 的罩式 炉 退 火工 艺 ， 在 。 以 下升温 时 间达 以上 ， 完全 能 满足 锰 的平衡偏聚要 求 ， 有 可 能获得双相 钢 的组 织 和性 能特点 。 图 所示即 为 钢 经工业性 罩 式 炉常规退 火后 的组 织 和相 应 的拉伸 曲线 。 可 以看到 ， 锰 含量 仅为 的 钢 ， 在实际生 产 中可 以获得铁素体加 马 氏体型双相组 织 ， 具 有连续 屈服特征 ， 强 度及塑性 均能达到 一 双 相钢板材的要 求

4结 论 (I)亚临界（低于Ac1)退火对冷轧态Fe-C-Mn双相钢临界区(Ac1~Ac3)奥氏体转变 动力学有明显影响。主要表现为加剧奥氏体形成和长大的4个阶段的分离程度。 (2)亚临界区保温促进锰在各相的再分配。锰向碳化物中的平衡偏聚可获得富锰碳化 物，进而在临界区可获得富锰奥氏体，明显提高奥氏体的谇透件。这对于罩式炉退火双相钢 的合金设计及实际生产均有重要意义。 参考文献 1 Li Chengji,Watt D F,Purdy G R,Crawley A F.Proc,of 3rd Internati- onal Congress on Heat Treatment of Materials,Shanghai,China:1983; 5-163 2 Crawley A F,et al.CANMET Report MRP-PMRL,1981-6 (OP-J) 3 Estay S H,Li Chengji,Purdt G R.Canadian Met.Qwart,1984;23(1):121 4李承基，Purdy G R,中国专利局专利登记号86101552 5 Lepera F S.J.Metals,1980;32(3):38 6周向阳.硕士论文，北京科技大学材料科学与工程系，1988 7 Speich G R.Physical Metallurgy of Dual-Phase Steels,Fundamentals of Dual-Phase Steels,Eds..Kot R A,et al,TMA-AlME,Warreudale,Pennsyl- vania,1981 8 Speich G R,et al.Met.Trans,1981;12A:1419 9 Wycliffe P A.Purdy G R and Embury J D.Cannadian Met.Quart,1981; 20(3):3399 Y型“七专”电路断腿质量攻关 半导体器件外引线的绣断（俗称断腿）严重影响了整机可靠性：和防重点工程建设。断 腿问题与材质、外壳制造、器件制造、检测、包装、储存及使用等因素有关。解决断腿问题 需要综合治理，需要治金厂、管壳零件厂、器件厂、用户等共同努力。 我们从现有引线材料出发，重点解决镀前处理、电镀工艺问题，以达到提高外引线耐断 腿的能力。特别是改进了中间镀层的质量，提高其耐腐蚀的能力，使耐断腿能力明显改善。 经用户和器件质量监督单位检测，Y型电路外壳在满足“七专”外壳技术条件同时，经盐雾 试验24小时后，根部45°弯曲三次未发生断裂。用北京钢铁学院建立的应力腐蚀试验方法检 查，早期失效率较攻关前的同类产品减少50%以上。鉴定委员会认为该项成果处于国内先进 水平。 5445⊙55125545444e55⊙”48044444⊙455545055554⊙5⊙4⊙5⊙564 425

结 论 、 叹 ，叫 亚临界 “ 氏于 。 ， 退火对冷轧态 一 一 双相 钢临界区 。 一 。 奥氏体转变 动 力学 有明显影响 。 主要表现 为加剧奥 氏体形 成 和长大的 个阶 段 的分离程 度 。 亚 临界区保温 促进锰 在各相 的再分配 。 锰 向碳 化物 中的平 衡偏 聚 可 获 得 富 锰 碳化 物 ， 进而 在 临界区 可获得富锰奥氏体 ， 明显提高奥 氏体的淬透性 。 这 对于 罩式炉 退火双 相钢 的合 金设计及实际 生 产均有重要 意义 。 参 考 文 献 ， ， ， · 了 ， 夕 ， ， ， · 左万万 一 于叭犷刀 ， 一 一 丁 ， ， · · ， 李承基 ， 盯 中国专利局 专利登记 号 · ， 周 向阳 硕 士论文 ， 北京 科技大学 材料科学 与工程系 ， 丹夕 一 入 ， 一 ， · ， ， ， 人 一 人 ， 认 ’ ， ，丁 ， ， ， · · ” ， ， · · ， ‘ · ， 佗之 户 佗 之 佗 之 弋合 宝之 佗之 兮巴 佗之 佗刃 弋 气奋士佗《 丫型 “ 七专 ” 电路断腿质量攻关 半导 体器 件外引线 的锈 断 俗称 断 腿 严重 影响 了整机可靠 性 和 国 防重 点 工程建设 。 断 腿 问题与材质 、 外 壳制造 、 器件 制造 、 检测 、 包装 、 储存及使 用 等 因 素 有关 。 解 决 断腿 问题 需 要综合治理 ， 需要 冶 金厂 、 管壳零件厂 、 器件厂 、 用户 等 共 同努 力 。 我们从 现 有引线 材料 出发 ， 重 点解决 镀前处 理 、 电镀工艺 问题 ， 以达 到 提 高 外引线耐 断 腿 的能 力 。 特别是 改进 了 中间镀层 的质量 ， 提高其耐 腐蚀 的能 力 ， 使耐断 腿 能 力 明显改 善 。 经 用户和 器件质量 监督单 位检测 ， 型 电 路 外壳在满足 “ 七 专 ” 外壳技 术条件 同时 ， 经盐雾 试验 小 时后 ， 根部 。 弯曲三次未发 生 断 裂 。 用 北 京钢铁学 院 建立 的应 力腐蚀试验方 法检 查 ， 早期失效率较攻 关前 的 同类产品减 少 以上 。 鉴定委 员会 认 为该项成果处 于 国 内先进 水 平