D0L:10.13374/.issn1001-053x.2011.04.005 第33卷第4期 北京科技大学学报 Vol.33 No.4 2011年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2011 加热温度对TIP钢连续冷却转变曲线及室温组织的 影响 范东亮米振莉四李志超刘强 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京100083 ☒通信作者，E-mail:mizl@nerear.usth.cd.cm 摘要采用膨胀法在D805热膨胀仪上测定了不同加热温度下实验钢的连续冷却转变(CCT)曲线，通过光学显微镜和扫 描电镜分析不同加热温度对CCT曲线和冷却试样显微组织的影响.结果表明：当加热温度由完全奥氏体化温度降低到两相 区内较高温度时，CCT曲线中铁素体转变区左移：当加热温度处在两相区范围内时，随着加热温度的降低，铁素体转变被推 迟，使得CCT曲线右移：新生铁素体外延生长方式和奥氏体中碳富集程度的差异是导致上述变迁的主要因素. 关键词TRP钢：连续冷却转变；微观组织：外延生长 分类号TG151.2 Effect of heating temperature on the continuous cooling transformation and mi- crostructure of TRIP steel FAN Dong-iang.MI Zhen-i,LI Zhi-chao.LIU Qiang National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China Corresponding author,E-mail:mizl@nerear.ustb.edu.cn ABSTRACT The continuous cooling transformation(CCT)curves of experimental steel were determined by thermal dilation method with a DIL805 thermal dilatometer.Optical microscopy and scan electron microscopy (SEM)were used to analyze the effect of heating temperature on the CCT curves and the microstructure of cooled samples.Experimental results show that when the heating temperature decreases from the complete austenitizing temperature to a higher temperature of the two-phase region,the ferrite transformation of the CCT curve shifts to the left.And when the heating temperature changes in the two-phase region,the ferrite transformation is postponed with the heating temperature decreasing,leading to that the CCT curve shifts to the right.The epitaxial growth mode of new ferrite and the carbon enrichment difference of austenite are principal factors that cause the shifts mentioned above. KEY WORDS TRIP steel:continuous cooling transformation:microstructure:epitaxial growth TRIP(transformation induced plasticity)钢又称 产生TRP效应，可使材料具有良好的强度和塑性 相变诱导塑性钢，首先在奥氏体不锈钢中发现，后来 的组合. 应用到汽车工业时考虑以硅、锰等廉价的合金元素 钢的连续冷却转变(continuous cooling transfor-- 取代原来的贵重金属.按生产工艺分为冷轧 mation,CCT曲线是描述过冷奥氏体在连续冷却过 TRIP钢板和热轧TRP钢板).其中，冷轧TRIP钢 程中相转变温度、转变产物及转变量的曲线，选择轧 采用临界区退火加贝氏体等温淬火的热处理工艺， 制及热处理工艺参数时可供参考.笔者通过测定 获得室温下由铁素体、贝氏体和残余奥氏体组成的 四组不同加热温度下一种含Nb、Mo微合金TRIP钢 多相组织.在塑性变形过程中，钢中残余奥氏体逐 的CCT曲线，研究了不同加热温度对实验钢CCT曲 渐向马氏体转变，产生相变强化的同时延迟颈缩，即 线和显微组织的影响 收稿日期：201005-31 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(No.2008AA03Z502)
第 33 卷 第 4 期 2011 年 4 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 4 Apr． 2011 加热温度对 TRIP 钢连续冷却转变曲线及室温组织的 影响 范东亮 米振莉 李志超 刘 强 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京 100083 通信作者，E-mail: mizl@ nercar． ustb． edu． cn 摘 要 采用膨胀法在 DIL805 热膨胀仪上测定了不同加热温度下实验钢的连续冷却转变( CCT) 曲线，通过光学显微镜和扫 描电镜分析不同加热温度对 CCT 曲线和冷却试样显微组织的影响． 结果表明: 当加热温度由完全奥氏体化温度降低到两相 区内较高温度时，CCT 曲线中铁素体转变区左移; 当加热温度处在两相区范围内时，随着加热温度的降低，铁素体转变被推 迟，使得 CCT 曲线右移; 新生铁素体外延生长方式和奥氏体中碳富集程度的差异是导致上述变迁的主要因素． 关键词 TRIP 钢; 连续冷却转变; 微观组织; 外延生长 分类号 TG151. 2 Effect of heating temperature on the continuous cooling transformation and microstructure of TRIP steel FAN Dong-liang，MI Zhen-li ，LI Zhi-chao，LIU Qiang National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: mizl@ nercar． ustb． edu． cn ABSTRACT The continuous cooling transformation ( CCT) curves of experimental steel were determined by thermal dilation method with a DIL805 thermal dilatometer． Optical microscopy and scan electron microscopy ( SEM) were used to analyze the effect of heating temperature on the CCT curves and the microstructure of cooled samples． Experimental results show that when the heating temperature decreases from the complete austenitizing temperature to a higher temperature of the two-phase region，the ferrite transformation of the CCT curve shifts to the left． And when the heating temperature changes in the two-phase region，the ferrite transformation is postponed with the heating temperature decreasing，leading to that the CCT curve shifts to the right． The epitaxial growth mode of new ferrite and the carbon enrichment difference of austenite are principal factors that cause the shifts mentioned above． KEY WORDS TRIP steel; continuous cooling transformation; microstructure; epitaxial growth 收稿日期: 2010--05--31 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( No． 2008AA03Z502) TRIP ( transformation induced plasticity) 钢又称 相变诱导塑性钢，首先在奥氏体不锈钢中发现，后来 应用到汽车工业时考虑以硅、锰等廉价的合金元素 取代原来的贵重金属［1--2］． 按生产工艺分为冷轧 TRIP 钢板和热轧 TRIP 钢板［3］． 其中，冷轧 TRIP 钢 采用临界区退火加贝氏体等温淬火的热处理工艺， 获得室温下由铁素体、贝氏体和残余奥氏体组成的 多相组织． 在塑性变形过程中，钢中残余奥氏体逐 渐向马氏体转变，产生相变强化的同时延迟颈缩，即 产生 TRIP 效应，可使材料具有良好的强度和塑性 的组合． 钢的连续冷却转变( continuous cooling transformation，CCT) 曲线是描述过冷奥氏体在连续冷却过 程中相转变温度、转变产物及转变量的曲线，选择轧 制及热处理工艺参数时可供参考［4］． 笔者通过测定 四组不同加热温度下一种含 Nb、Mo 微合金 TRIP 钢 的 CCT 曲线，研究了不同加热温度对实验钢 CCT 曲 线和显微组织的影响． DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.04.005
第4期 范东亮等：加热温度对TP钢连续冷却转变曲线及室温组织的影响 ·435 分见表l.根据常用的Andrew公式计算得出 1 实验材料与方法 M.=404℃.采用4mm×10mm的圆柱热模拟 实验钢为含Nb、Mo的微合金TRIP钢，化学成 试样. 表1实验钢的化学成分及临界点 Table 1 Chemical composition and critical points of experimental steel 化学成分（质量分数）/% 临界点/℃ C Si Al Mn Mo Nb P A Ae M. 0.20 0.34 1.03 1.50.29 0.032 0.21 0.0080.004 767 1004 404 在热膨胀曲线上作切线如图1，测得实验钢临 20、30和40℃·s1的冷却速度冷却至室温，测定实 界点A。=767℃，A。=1004℃.据此设定四个目标 验钢的热膨胀曲线.在温度一膨胀量曲线上利用切 加热温度1050、900、850和800℃，在DIL805A热膨 点法确定转变开始点和转变结束点[，结合金相组 胀仪上进行CCT曲线测定.实验过程为：试样安装 织分析，并使用扫描电镜对显微组织进一步观察 后抽真空至50MPa,以10℃·s1的速度加热至奥氏 体化温度后保温2mim,然后分别以1、2、5、10、15、 2实验结果及分析 180 2.1实验钢的膨胀曲线 1=1004t I60 图2(a)、(b)分别为目标加热温度1050℃、冷 140 速40℃·s和目标加热温度850℃、冷速40℃·s1 的膨胀曲线.对图2(a)曲线作切线求出马氏体转 120 变开始温度的实测值M,=422℃；由图2(b)可见， 100 在低温阶段马氏体转折程度变小，中温阶段的贝氏 80 A,=767℃ 体转折明显，B,=577℃，M.=317℃.可见，M,点显 600700800900100011001200 著下降.这是由于临界区加热时铁素体和奥氏体两 温度T 相共存，奥氏体中碳含量提高，使奥氏体稳定性 图1实验钢临界点测定 增加. Fig.1 Testing the critical points of experimental steel 140r a 100 80 60 40 20 2(00 400600 8001000 200 400 600 80 温度T 温度气 图2实验钢的膨胀曲线 Fig.2 Expansion curves of experimental steel 2.2实验钢的CCT曲线 三个阶段.转变产物依次为先共析铁素体、贝氏体 实验钢的CCT曲线测定结果如图3(a)、(b)、 和马氏体.与传统C-Si-Mn系TRP钢相比，复合 (©)和(d)所示，分别对应四个不同加热温度 添加Cr、Mo元素使得：①珠光体转变被强烈推迟； 1050、900、850和800℃，其中1050℃为完全奥氏 ②随加热温度的降低，在高温阶段和中温阶段之 体化温度区，900、850和800℃则处在两相区，也 间存在的河湾区)愈加宽广，在此区域过冷奥氏 称临界区.由图3可见，实验钢在连续冷却过程中 体稳定存在一段时间，贝氏体转变与铁素体转变 大体经历高温转变段、中温转变段和低温转变段 完全分离
第 4 期 范东亮等: 加热温度对 TRIP 钢连续冷却转变曲线及室温组织的影响 1 实验材料与方法 实验钢为含 Nb、Mo 的微合金 TRIP 钢，化学成 分见表 1． 根据常用的 Andrew 公式［5］ 计算得出 Ms = 404 ℃ ． 采用 4 mm × 10 mm 的圆柱热模拟 试样． 表 1 实验钢的化学成分及临界点 Table 1 Chemical composition and critical points of experimental steel 化学成分( 质量分数) /% 临界点/℃ C Si Al Mn Mo Nb Cr P S Ac1 Ac3 Ms 0. 20 0. 34 1. 03 1. 5 0. 29 0. 032 0. 21 0. 008 0. 004 767 1 004 404 在热膨胀曲线上作切线如图 1，测得实验钢临 界点 Ac1 = 767 ℃，Ac3 = 1 004 ℃ ． 据此设定四个目标 加热温度 1 050、900、850 和 800 ℃，在 DIL805A 热膨 胀仪上进行 CCT 曲线测定． 实验过程为: 试样安装 后抽真空至 50 MPa，以 10 ℃·s － 1 的速度加热至奥氏 体化温度后保温2min，然后分别以1、2、5、10、15、 图 1 实验钢临界点测定 Fig． 1 Testing the critical points of experimental steel 20、30 和 40 ℃·s － 1 的冷却速度冷却至室温，测定实 验钢的热膨胀曲线． 在温度--膨胀量曲线上利用切 点法确定转变开始点和转变结束点［6］，结合金相组 织分析，并使用扫描电镜对显微组织进一步观察． 2 实验结果及分析 2. 1 实验钢的膨胀曲线 图 2( a) 、( b) 分别为目标加热温度 1 050 ℃、冷 速 40 ℃·s － 1 和目标加热温度 850 ℃、冷速 40 ℃·s － 1 的膨胀曲线． 对图 2( a) 曲线作切线求出马氏体转 变开始温度的实测值 Ms = 422 ℃ ; 由图 2( b) 可见， 在低温阶段马氏体转折程度变小，中温阶段的贝氏 体转折明显，Bs = 577 ℃，Ms = 317 ℃ ． 可见，Ms点显 著下降． 这是由于临界区加热时铁素体和奥氏体两 相共存，奥氏体中碳含量提高，使奥氏体稳定性 增加． 图 2 实验钢的膨胀曲线 Fig． 2 Expansion curves of experimental steel 2. 2 实验钢的 CCT 曲线 实验钢的 CCT 曲线测定结果如图 3( a) 、( b) 、 ( c) 和 ( d) 所 示，分 别 对 应 四 个 不 同 加 热 温 度 1 050、900、850 和 800 ℃ ，其中 1 050 ℃ 为完全奥氏 体化温度区，900、850 和 800 ℃ 则处在两相区，也 称临界区． 由图 3 可见，实验钢在连续冷却过程中 大体经历高温转变段、中温转变段和低温转变段 三个阶段． 转变产物依次为先共析铁素体、贝氏体 和马氏体． 与传统 C--Si--Mn 系 TRIP 钢相比，复合 添加 Cr、Mo 元素使得: ①珠光体转变被强烈推迟; ②随加热温度的降低，在高温阶段和中温阶段之 间存在的河湾区［7］愈加宽广，在此区域过冷奥氏 体稳定存在一段时间，贝氏体转变与铁素体转变 完全分离． ·435·
·436· 北京科技大学学报 第33卷 1=1004℃， 100 80 向4=767元 800F 4=767℃ 600 之 600 M=404C(1计算) 400 400 M 200 200 冷速℃.：4030201510 冷速4℃·上4030201510 10 10 10 10 10 10 时间/4 时间4 r d 1=767 800 A,=767℃ 600 600 B 400 400 200 200 M 冷速℃生4030201510 冷速℃·、：4030201510 5 10 10 10 10m 10 10 10 时间A 时问s A一奥氏体：F一铁素体：B一贝氏体：M一马氏体 图3实验钢在不同加热温度下的CCT曲线.(a)1050℃：(b)900℃：(c)850℃：(d800℃ Fig.3 CCT curves of experimental steel at different heating temperatures:(a1050℃：(b)900℃：(c)850℃；(d800℃ 从图3(a)可以看出：当冷速小于10℃·s1时， 左移.其次，对比图3(b)、(c)和(d),发现在临界 含Nb、Mo微合金TRP钢主要发生铁素体转变和贝 区范围内随加热温度降低，相应的减小，CCT 氏体转变：当冷速为10℃·s1时，铁素体转变基本 曲线中铁素体转变区发生右移.同时，贝氏体转变 结束；当冷速大于10℃·s时，开始有马氏体转变 开始温度B,也有一定程度降低.从膨胀曲线测得不 发生.贝氏体转变几乎贯穿1~40℃·s所有冷速. 同加热温度的B.点，900℃时B.为572~628℃， 冷速在1~10℃·s范围，随着冷却速度的提高，铁 850℃时B,为531~594℃，800℃时B为527~ 素体转变开始温度降低，使铁素体转变区变窄.这 585℃. 是由于冷速加快时，碳原子来不及扩散，影响相变的 2.3实验钢显微组织分析 发生.此外，过冷度增大，新旧两相自由能差减小， 图4为实验钢1050℃加热时部分冷速下的光 降低了相变驱动力，也使相变温度降低· 学显微组织.在冷速1℃·s时，TP钢的组织主 对比图3(a)和(b),可见加热温度从1050℃变 要是先共析铁素体和贝氏体；当冷速为5℃·s时， 化到900℃，铁素体转变临界冷速由10℃·s1 铁素体量明显较少，并且开始出现马氏体；冷速为 变到大于40℃·s1,CCT曲线中铁素体转变区发生 30℃·s时，组织中只存在少量贝氏体，大部分为马 (a) 50m 50 图4实验钢1050℃加热不同冷速下的金相组织.(a)1℃·s1;(b)5℃s:(c)30℃s1 Fig.4 Microstructures of TRIP steel at 1050℃and different cooling rates:(a）1℃s':(b)5℃s';(c）30℃·sl
北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 3 实验钢在不同加热温度下的 CCT 曲线． ( a) 1 050 ℃ ; ( b) 900 ℃ ; ( c) 850 ℃ ; ( d) 800 ℃ Fig． 3 CCT curves of experimental steel at different heating temperatures: ( a) 1 050 ℃ ; ( b) 900 ℃ ; ( c) 850 ℃ ; ( d) 800 ℃ 从图 3( a) 可以看出: 当冷速小于 10 ℃·s － 1 时， 含 Nb、Mo 微合金 TRIP 钢主要发生铁素体转变和贝 氏体转变; 当冷速为 10 ℃·s － 1 时，铁素体转变基本 结束; 当冷速大于 10 ℃·s － 1 时，开始有马氏体转变 发生． 贝氏体转变几乎贯穿 1 ～ 40 ℃·s － 1 所有冷速． 冷速在 1 ～ 10 ℃·s － 1 范围，随着冷却速度的提高，铁 素体转变开始温度降低，使铁素体转变区变窄． 这 是由于冷速加快时，碳原子来不及扩散，影响相变的 发生． 此外，过冷度增大，新旧两相自由能差减小， 降低了相变驱动力，也使相变温度降低． 图 4 实验钢 1 050 ℃加热不同冷速下的金相组织． ( a) 1 ℃·s － 1 ; ( b) 5 ℃·s － 1 ; ( c) 30 ℃·s － 1 Fig． 4 Microstructures of TRIP steel at 1 050 ℃ and different cooling rates: ( a) 1 ℃·s － 1 ; ( b) 5 ℃·s － 1 ; ( c) 30 ℃·s － 1 对比图 3( a) 和( b) ，可见加热温度从 1 050 ℃变 化到 900 ℃，铁素体转变临界冷速 VA→F c 由 10 ℃·s － 1 变到大于 40 ℃·s － 1 ，CCT 曲线中铁素体转变区发生 左移． 其次，对比图 3 ( b) 、( c) 和( d) ，发现在临界 区范围内随加热温度降低，相应的 VA→F c 减小，CCT 曲线中铁素体转变区发生右移． 同时，贝氏体转变 开始温度 Bs也有一定程度降低． 从膨胀曲线测得不 同加热温度的 Bs 点，900 ℃ 时 Bs 为 572 ～ 628 ℃， 850 ℃ 时 Bs 为 531 ～ 594 ℃，800 ℃ 时 Bs 为527 ～ 585 ℃ ． 2. 3 实验钢显微组织分析 图 4 为实验钢 1 050 ℃ 加热时部分冷速下的光 学显微组织． 在冷速 1 ℃·s － 1 时，TRIP 钢的组织主 要是先共析铁素体和贝氏体; 当冷速为 5 ℃·s － 1 时， 铁素体量明显较少，并且开始出现马氏体; 冷速为 30 ℃·s － 1 时，组织中只存在少量贝氏体，大部分为马 ·436·
第4期 范东亮等：加热温度对TRP钢连续冷却转变曲线及室温组织的影响 ·437 氏体.图5为1050℃加热时部分冷速下的SEM形物贝氏体.图5(c)所示为板条马氏体形貌，可以观 貌.由图5(a)、(b)观察，贝氏体是由铁素体板条和 察到大致平行的马氏体板条束，单个板条宽度比贝 分布其间的富碳残余奥氏体组成，为典型的无碳化 氏体铁素体板条小约一个数量级 10 10m 图5实验钢1050℃加热不同冷速下的SEM形貌.(a)1℃·s;(b)5℃·s:(c)30℃·s Fig.5 SEM micrographs of TRIP steel at1050℃and different cooling rates:(a)1℃s-l:(b)5℃s-l;(c30℃·s 图6为临界区内不同加热温度下的显微组织 变得不规则.奥氏体化程度增高导致奥氏体内平均 可以看出，组织是由铁素体、贝氏体和马氏体组成. 碳含量下降，在随后的冷却过程中易转变为贝氏体 临界区加热温度越高，铁素体不规则程度（指形状） 临界区加热温度较低，如800℃，奥氏体的长大受品 越大，贝氏体铁素体板条越粗大，马氏体量越少.这界扩散控制，奥氏体形核后主要沿着原始铁素体晶 是由于临界区加热温度较高时，碳原子扩散速度较 界方向长大，使铁素体较好的保持多边形的形状. 快，奥氏体长大受体扩散控制⑧1，不但沿着铁素体 此时，奥氏体中碳含量较高，使钢的淬透性增加，过 品界长大，而且会向铁素体内部扩展，使铁素体形状 冷奥氏体更多地转变为马氏体 20 jm 204m 20m 图6实验钢在不同临界区加热温度的金相组织（冷速2℃s1).(a)800℃：(b)850℃：(c)900℃ fig.6 Microstructures of TRIP steel at different intercritical heating temperatures(the cooling rate is2℃·s-l):(a)8O0℃：(b)850℃： (c)900℃ 3讨论 850℃800℃)，奥氏体中碳含量是曲线右移的主 要因素.通过热力学软件Thermal-Cale对实验钢高 (1)加热温度由完全奥氏体化温度1000℃到 温下两相比例随温度的变化进行了模拟计算，结果 临界区温度900℃时，新铁素体外延生长促进铁素 如图7.临界区加热时，奥氏体形成过程中首先碳不 体转变并使曲线左移.经临界区加热后连续冷却过 断向奥氏体中富集，之后是M向奥氏体富集o 程中，新铁素体直接从残留铁素体的延伸而形成，不 临界区加热温度越高，奥氏体化程度越高，使奥氏 需要在一个新的品体取向上重新形核.在新铁素体 体中平均碳含量降低，降低了奥氏体稳定性，故铁 和残留铁素体之间不存在任何结构界面、亚晶界或 素体转变更容易发生·反之，加热温度较低时，奥 晶界.显然，铁素体外延生长方式比先共析铁素 氏体中碳含量高，推迟铁素体转变，使得曲线右 体重新形核更加容易进行.从图6（©）中可以看到， 移.此外，考虑临界区温度较高时由于Nb(C,N) 铁素体周围有向外延伸的部分，凸起的部分两侧平 溶解较快，使钢中Nb元素更多固溶，增加钢的淬 直，是铁素体外延生长的结果 透性.此时，Nb起到与C相反的作用，但是碳富集 (2)加热温度在临界区内变化(900℃→ 占主导地位
第 4 期 范东亮等: 加热温度对 TRIP 钢连续冷却转变曲线及室温组织的影响 氏体． 图 5 为 1 050 ℃加热时部分冷速下的 SEM 形 貌． 由图 5( a) 、( b) 观察，贝氏体是由铁素体板条和 分布其间的富碳残余奥氏体组成，为典型的无碳化 物贝氏体． 图 5( c) 所示为板条马氏体形貌，可以观 察到大致平行的马氏体板条束，单个板条宽度比贝 氏体铁素体板条小约一个数量级． 图 5 实验钢 1 050 ℃加热不同冷速下的 SEM 形貌 . ( a) 1 ℃·s － 1 ; ( b) 5 ℃·s － 1 ; ( c) 30 ℃·s － 1 Fig． 5 SEM micrographs of TRIP steel at 1 050 ℃ and different cooling rates: ( a) 1 ℃·s － 1 ; ( b) 5 ℃·s － 1 ; ( c) 30 ℃·s － 1 图 6 为临界区内不同加热温度下的显微组织． 可以看出，组织是由铁素体、贝氏体和马氏体组成． 临界区加热温度越高，铁素体不规则程度( 指形状) 越大，贝氏体铁素体板条越粗大，马氏体量越少． 这 是由于临界区加热温度较高时，碳原子扩散速度较 快，奥氏体长大受体扩散控制［8］，不但沿着铁素体 晶界长大，而且会向铁素体内部扩展，使铁素体形状 变得不规则． 奥氏体化程度增高导致奥氏体内平均 碳含量下降，在随后的冷却过程中易转变为贝氏体． 临界区加热温度较低，如 800 ℃，奥氏体的长大受晶 界扩散控制，奥氏体形核后主要沿着原始铁素体晶 界方向长大，使铁素体较好的保持多边形的形状． 此时，奥氏体中碳含量较高，使钢的淬透性增加，过 冷奥氏体更多地转变为马氏体． 图 6 实验钢在不同临界区加热温度的金相组织( 冷速 2 ℃·s － 1 ) . ( a) 800 ℃ ; ( b) 850 ℃ ; ( c) 900 ℃ Fig． 6 Microstructures of TRIP steel at different intercritical heating temperatures ( the cooling rate is 2 ℃·s － 1 ) : ( a) 800 ℃ ; ( b) 850 ℃ ; ( c) 900 ℃ 3 讨论 ( 1) 加热温度由完全奥氏体化温度 1 000 ℃ 到 临界区温度 900 ℃ 时，新铁素体外延生长促进铁素 体转变并使曲线左移． 经临界区加热后连续冷却过 程中，新铁素体直接从残留铁素体的延伸而形成，不 需要在一个新的晶体取向上重新形核． 在新铁素体 和残留铁素体之间不存在任何结构界面、亚晶界或 晶界［9］． 显然，铁素体外延生长方式比先共析铁素 体重新形核更加容易进行． 从图 6( c) 中可以看到， 铁素体周围有向外延伸的部分，凸起的部分两侧平 直，是铁素体外延生长的结果． ( 2 ) 加 热 温 度 在 临 界 区 内 变 化 ( 900 ℃→ 850 ℃→800 ℃ ) ，奥氏体中碳含量是曲线右移的主 要因素． 通过热力学软件 Thermal-Calc 对实验钢高 温下两相比例随温度的变化进行了模拟计算，结果 如图 7． 临界区加热时，奥氏体形成过程中首先碳不 断向奥氏体中富集，之后是 Mn 向奥氏体富集［10］． 临界区加热温度越高，奥氏体化程度越高，使奥氏 体中平均碳含量降低，降低了奥氏体稳定性，故铁 素体转变更容易发生． 反之，加热温度较低时，奥 氏体中碳含量高，推迟铁素体转变，使得曲线右 移． 此外，考虑临界区温度较高时由于 Nb( C，N) 溶解较快，使钢中 Nb 元素更多固溶，增加钢的淬 透性． 此时，Nb 起到与 C 相反的作用，但是碳富集 占主导地位． ·437·
·438· 北京科技大学学报 第33卷 100 by retained austenite in intercritical annealed 0.4C.5Si4).8Mn. 铁素体 Trans Iron Steel Inst Jpn.1987.27(7):570 80 [3]Kang Y L.Wang B.Structure and property of TRIP plate and its control process.JIron Steel Res.1999.11(3):62 60- (康永林，王波.TRP钢板的组织、性能与工艺控制.钢铁研 究学报，1999,11(3)：62) [4]Li G Y.Shi X G,Zhao B C,et al.Effect of the hot deformation on continuous cooling transformation curve for DP600 steels.J Mater 20 奥氏体 Sei Eng,2009,27(2):119 (李桂艳，时晓光，赵宝纯，等.热变形对DP6O0汽车用钢连续 9a300600708090010w00 冷却转变曲线的影响.材料科学与工程学报，2009,27(2)： 温度℃ 119) 图7实验钢临界区相一温度平衡图 [5]Jiang Y.Yin Z D.Zhu JC.Quantitative analysis on effect of allo- Fig.7 Intercritical phase-emperature equilibrium diagram of experi- ying elements on Ms temperature of maraging stainless steel,Spec mental steel Seel.2003,24(6):9 (姜越，尹钟大，朱景川，等.合金元素对马氏体时效不锈钢Ms 4结论 温度影响的定量分析.特殊钢.2003,24(6)：9) [6]Lin H G,Fu D Z.Austenite Transformation Diagram of Steel: (1)复合添加Cr、Mo等合金元素，推迟了珠光 Principle.Testing.and Application.Beijing:China Machine 体转变，使铁素体转变和贝氏体转变之间出现宽广 Press,1988 的河湾区，并且发现随加热温度降低，此河湾区 (林慧国，傅代直.钢的奥氏体转变曲线：原理、测试与应用 变宽. 北京：机械工业出版社，1988) [7]Liu Z C.Ren H P.Diffusion Phase Transformation of Supercooled (2)临界区加热温度越高，铁素体形状不规则 Austenite.Beijing:Science Press,2008 程度大，贝氏体铁素体板条更粗大：随临界区加热温 (刘宗昌，任慧平.过冷奥氏体扩散型相变.北京：科学出版 度降低，马氏体体积分数增加. 社.2008) (3)新铁素体外延生长方式对铁素体和贝氏体 [8]Han H Q.Huo G.Cui X Y.et al.Study on critical region rehea- 的转变起促进作用；临界区加热时奥氏体中碳含量 ting temperature of cold rolled and continuous annealed DP600 steel.Heat Treat Met,2009,34(6):76 越高，过冷奥氏体稳定性高，铁素体转变难发生.因 (韩会全，霍刚，雀席勇，等.600MPa级冷轧连续退火双相钢 此，新铁素体外延生长方式与奥氏体中碳富集程度 临界区加热温度研究.金属热处理，2009,346)：76) 的差别是造成CCT曲线位置随加热温度移动的主 [9]Geib M D.Matlock D K.Krauss G.The effect of intercritical an- 要因素 nealing temperature on the structure of niobium microalloyed dual- phase steel.Metall Trans A.1980.11(10):1683 [10]Lei T Q.Zhao L C.Microstructure Transformation of Steel:Col- 参考文献 lection of Translations,Sequel.Beijing:China Machine Press, [1]Zackay V F,Parker E R.Fahr D,et al.The enhancement of ductil- 1985:18 ity on high strength steels.Trans AS.M.1967.60 (2):252 (雷廷权，赵连城.钢的组织转变：译文集续集.北京：机械工 [2]Matsumura O,Sakuma Y,Takechi H.Enhancement of elongation 业出版社，1985：18)
北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 7 实验钢临界区相--温度平衡图 Fig． 7 Intercritical phase-temperature equilibrium diagram of experimental steel 4 结论 ( 1) 复合添加 Cr、Mo 等合金元素，推迟了珠光 体转变，使铁素体转变和贝氏体转变之间出现宽广 的河湾区，并且发现随加热温度降低，此河湾区 变宽． ( 2) 临界区加热温度越高，铁素体形状不规则 程度大，贝氏体铁素体板条更粗大; 随临界区加热温 度降低，马氏体体积分数增加． ( 3) 新铁素体外延生长方式对铁素体和贝氏体 的转变起促进作用; 临界区加热时奥氏体中碳含量 越高，过冷奥氏体稳定性高，铁素体转变难发生． 因 此，新铁素体外延生长方式与奥氏体中碳富集程度 的差别是造成 CCT 曲线位置随加热温度移动的主 要因素． 参 考 文 献 ［1］ Zackay V F，Parker E R，Fahr D，et al． The enhancement of ductility on high strength steels． Trans ASM，1967，60 ( 2) : 252 ［2］ Matsumura O，Sakuma Y，Takechi H． Enhancement of elongation by retained austenite in intercritical annealed 0. 4C-1. 5Si-0. 8Mn． Trans Iron Steel Inst Jpn，1987，27( 7) : 570 ［3］ Kang Y L，Wang B． Structure and property of TRIP plate and its control process． J Iron Steel Res，1999，11( 3) : 62 ( 康永林，王波． TRIP 钢板的组织、性能与工艺控制． 钢铁研 究学报，1999，11( 3) : 62) ［4］ Li G Y，Shi X G，Zhao B C，et al． Effect of the hot deformation on continuous cooling transformation curve for DP600 steels． J Mater Sci Eng，2009，27( 2) : 119 ( 李桂艳，时晓光，赵宝纯，等． 热变形对 DP600 汽车用钢连续 冷却转变曲线的影响． 材料科学与工程学报，2009，27 ( 2 ) : 119) ［5］ Jiang Y，Yin Z D，Zhu J C． Quantitative analysis on effect of alloying elements on Ms temperature of maraging stainless steel，Spec Steel，2003，24( 6) : 9 ( 姜越，尹钟大，朱景川，等． 合金元素对马氏体时效不锈钢 Ms 温度影响的定量分析． 特殊钢，2003，24( 6) : 9) ［6］ Lin H G，Fu D Z． Austenite Transformation Diagram of Steel: Principle，Testing， and Application． Beijing: China Machine Press，1988 ( 林慧国，傅代直． 钢的奥氏体转变曲线: 原理、测试与应用． 北京: 机械工业出版社，1988) ［7］ Liu Z C，Ren H P． Diffusion Phase Transformation of Supercooled Austenite． Beijing: Science Press，2008 ( 刘宗昌，任慧平． 过冷奥氏体扩散型相变． 北京: 科学出版 社，2008) ［8］ Han H Q，Huo G，Cui X Y，et al． Study on critical region reheating temperature of cold rolled and continuous annealed DP600 steel． Heat Treat Met，2009，34( 6) : 76 ( 韩会全，霍刚，崔席勇，等． 600 MPa 级冷轧连续退火双相钢 临界区加热温度研究． 金属热处理，2009，34( 6) : 76) ［9］ Geib M D，Matlock D K，Krauss G． The effect of intercritical annealing temperature on the structure of niobium microalloyed dualphase steel． Metall Trans A，1980，11( 10) : 1683 ［10］ Lei T Q，Zhao L C． Microstructure Transformation of Steel: Collection of Translations，Sequel． Beijing: China Machine Press， 1985: 18 ( 雷廷权，赵连城． 钢的组织转变: 译文集续集． 北京: 机械工 业出版社，1985: 18) ·438·
