《工程科学学报》：700 MPa级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律

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工程科学学报.第41卷，第12期：1591-1598.2019年12月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.12:1591-1598,December 2019 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2019.04.24.001;http://journals.ustb.edu.cn 700MPa级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律曹光明)区，刘怡私2)，高欣宇)，李光辉，王酷)，刘振宇) 1)东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳1108192)华菱涟源钢铁有限公司.娄底417000 ☒通信作者.E-mail:caogm@ral.neu.edu.cn 摘要选取700L作为试验用典型钢种.利用高温同步热分析仪(TGA)研究了热轧过程中不同卷取温度和冷却速率条件对氧化铁皮结构转变的影响规律.实验结果表明，450~500℃为700L共析转变的“鼻温"区间，此时共析转变的孕育期最短，容易发生共析转变，生成大量的共析组织(Fe+FO,).相较于其他成分钢种的氧化铁皮共析组织转变规律，700L中添加的 M、Nb、Ti元素会使晶粒细化，进而使参与反应的离子的扩散通道增加，并最终使共析转变速率发生一定的延迟，共析“C” 曲线整体出现向左偏移关键词高强钢：氧化铁皮：结构转变：共析“C”曲线：Mn元素分类号TG335.1 Structural transformation of oxide scale of 700-MPa grade hot rolled high strength steel CAO Guang-ming,LIU Yi-sP),GAO Xin-yu),LI Guang-hu,WANG Hao,LIU Zhen-yu 1)The State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastern University,Shenyang 110819,China 2)VALIN LYsteel Co.,Ltd.Loudi 417000.China Corresponding author,E-mail:caogm@ral.neu.edu.cn ABSTRACT Due to exposure to air during rolling processes,a layer of oxide scale always coats the surface of the hot-rolled steel plates.During the subsequent cooling processes,the FeO in the oxide scale undergoes a eutectic reaction.The formation of a lamellar structure (Fe+Fe O4)during this reaction is influenced by different cooling methods.The addition of alloying elements,however,also affects the eutectic reaction.The final oxide scale,hence,varieswith different compositions.For 700-MPa grade high strength steels, poor control of iron oxide scale is detrimental to the surface quality;such surface defects as iron oxide scale shedding,surface red rust, pit,are incurred.These defects,however,affect the overall performance of the steel.Consequently,the improvement of the surface quality of hot-rolled steel by controlling the iron oxide scale,without compromising the mechanical properties,has attracted the interest of many researchers.In this paper,the effect of cooling temperature and cooling rate on the structural transformation of tertiary oxide scale during hot-rolling was studied.A sample of 700 L steel grade was used.The study was carried out by the thermogravimetric analysis(TGA).The results show a"nose temperature"range of 450-500 C for the 700 L eutectoid transformation.The FeO shows the shortest incubation period of eutectoid transformation,hence,is prone to eutectoid transformation,forminga large number of eutectoid phase (Fe+Fe,O).Addition of alloying elements such as manganese (Mg),niobium (Nb),and titanium (Ti)to the 700 L steel lead to grain refinement in the steel.It also increases the amount of diffusion channel of ions that participate in the eutectoid phase transformation.Consequently,the eutectoid transformation is delayed,and the eutectoid "C"curve shifts to the left.This is comparableto the eutectoid transformation rule of oxide scale on the surface of other steel grades. KEY WORDS high strength steel;oxide scale;structural transformation;eutectoid "C"curve;Mn element 收稿日期：2019-04-24 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2017Y℉B0305002):国家自然科学基金联合基金资助项目(U1660117):中央高校基本科研业务费资助项目(N180704008)

700 MPa 级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律曹光明1) 苣，刘怡私2)，高欣宇1)，李光辉2)，王皓1)，刘振宇1) 1) 东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳 110819 2) 华菱涟源钢铁有限公司，娄底 417000 苣通信作者，E-mail：caogm@ral.neu.edu.cn 摘要选取 700 L 作为试验用典型钢种，利用高温同步热分析仪（TGA）研究了热轧过程中不同卷取温度和冷却速率条件对氧化铁皮结构转变的影响规律. 实验结果表明，450～500 ℃ 为 700 L 共析转变的“鼻温”区间，此时共析转变的孕育期最短，容易发生共析转变，生成大量的共析组织（Fe+Fe3O4）. 相较于其他成分钢种的氧化铁皮共析组织转变规律，700 L 中添加的 Mn、Nb、Ti 元素会使晶粒细化，进而使参与反应的离子的扩散通道增加，并最终使共析转变速率发生一定的延迟，共析“C” 曲线整体出现向左偏移. 关键词高强钢；氧化铁皮；结构转变；共析“C”曲线；Mn 元素分类号 TG335.1 Structural transformation of oxide scale of 700-MPa grade hot rolled high strength steel CAO Guang-ming1) 苣，LIU Yi-si2) ，GAO Xin-yu1) ，LI Guang-hui2) ，WANG Hao1) ，LIU Zhen-yu1) 1) The State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastern University, Shenyang 110819, China 2) VALIN LYsteel Co., Ltd, Loudi 417000, China 苣 Corresponding author, E-mail: caogm@ral.neu.edu.cn ABSTRACT Due to exposure to air during rolling processes, a layer of oxide scale always coats the surface of the hot-rolled steel plates. During the subsequent cooling processes, the FeO in the oxide scale undergoes a eutectic reaction. The formation of a lamellar structure (Fe+Fe3O4 ) during this reaction is influenced by different cooling methods. The addition of alloying elements, however, also affects the eutectic reaction. The final oxide scale, hence, varieswith different compositions. For 700-MPa grade high strength steels, poor control of iron oxide scale is detrimental to the surface quality; such surface defects as iron oxide scale shedding, surface red rust, pit, are incurred. These defects, however, affect the overall performance of the steel. Consequently, the improvement of the surface quality of hot-rolled steel by controlling the iron oxide scale, without compromising the mechanical properties, has attracted the interest of many researchers. In this paper, the effect of cooling temperature and cooling rate on the structural transformation of tertiary oxide scale during hot-rolling was studied. A sample of 700 L steel grade was used. The study was carried out by the thermogravimetric analysis (TGA). The results show a "nose temperature" range of 450‒500 ℃ for the 700 L eutectoid transformation. The FeO shows the shortest incubation period of eutectoid transformation, hence, is prone to eutectoid transformation, forminga large number of eutectoid phase (Fe+Fe3O4 ). Addition of alloying elements such as manganese (Mg), niobium (Nb), and titanium (Ti) to the 700 L steel lead to grain refinement in the steel. It also increases the amount of diffusion channel of ions that participate in the eutectoid phase transformation. Consequently, the eutectoid transformation is delayed, and the eutectoid “ C” curve shifts to the left. This is comparableto the eutectoid transformation rule of oxide scale on the surface of other steel grades. KEY WORDS high strength steel；oxide scale；structural transformation；eutectoid "C" curve；Mn element 收稿日期: 2019−04−24 基金项目: 国家重点研发计划资助项目 (2017YFB0305002)；国家自然科学基金联合基金资助项目 (U1660117)；中央高校基本科研业务费资助项目 (N180704008) 工程科学学报，第 41 卷，第 12 期：1591−1598，2019 年 12 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 12: 1591−1598, December 2019 DOI：10.13374/j.issn2095-9389.2019.04.24.001; http://journals.ustb.edu.cn

1592 工程科学学报，第41卷，第12期汽车大梁钢作为重型挂车的主要结构件，几表1实验钢种的化学成分（质量分数）乎承载着汽车的全部重量，这对钢材的强度提出 Table 1 Chemical composition of the tested steel % 了很高的要求.采用相同的薄规格的高强钢代替 Si Mn P Nb Ti Cr Al Fe 厚规格低强度钢，可以在保证汽车安全强度的条 0.080.131.610.010.060.100.040.03余量件下达到节约钢材、减少能耗和降低运输成本的目的，从而满足汽车轻量化的要求2-)另外，在提镶嵌料高强度的同时，用户也对大梁钢表面质量提出了 Fe,O1 更高的要求，在生产过程中，如果对氧化铁皮控制不合理，就会造成氧化铁皮脱落、表面红锈、“麻点”和“麻面”等表面质量问题，因此，在保证力学性能的同时，通过控制氧化铁皮来提高表面质量已成为汽车大梁钢的研究热点.为了提高大梁钢的强度，一般会添加Mn、Nb、Ti等强化元素，这些元素对氧的亲和力大于Fe,在钢中会优先于 Fe发生氧化.如果氧向内扩散比Fe、Mn向外扩散钢基体 2μm 速度快，则发生内氧化，反之发生选择性氧化：而图1试验用钢的氧化铁皮结构 Nb和Ti作为常用的强化元素，对高温氧化及氧化 Fig.1 Oxide scale structure of the tested steel 铁皮中共析反应进程的影响同样需要进一步的研究目前，有很多研究报道了氧化铁皮中FeO的以生成氧化铁皮，然后在氩气保护下以30℃minl 组织转变行为.Gleeson等可，Tanei和Kondo!, 的速率降至设定模拟卷取温度(650、600、550、 Otsuka等研究了等温过程中FeO的转变行为， 500、450和400℃)，最后按照设定冷却速率(0.5、在570℃以下F0会发生共析反应生成片层组织 1、5和20℃min)冷却至室温.实验完成后用常 Fe+FeO4;Chen和Yeunto,Paidassi使用低碳钢规的方法制备金相试样，并用腐蚀液进行腐蚀，最模拟了冷却过程中不同温度制度下的氧化铁皮结后用场发射电子探针(EPMA)观察转变后氧化铁构变化情况；而Hayashi等四对高温中FeO的生长皮的结构进行了定量的描述与分析.但是，对添加了大量合 2实验结果金元素的高强度级别钢材，其氧化铁皮组织转变行为却鲜有报道.本文使用700L作为典型钢种，在使用特质溶液腐蚀后的试样表面上，FeO层研究了在连续冷却转变过程中Fe0的相变行为，呈现凹陷状，先共析FezO4在FeO中具有明显的多绘制了共析转变规律曲线，并比较了实验用钢和边形状，而FeO发生共析反应之后生成的共析组低碳钢之间FeO共析转变规律的差异织呈片层状（白色层状物为Fe,灰色为Fe3O4).依据以上规律对实验后的各个组织进行详细的区分与 1 实验材料与方法统计，结果如图2~5所示.当冷却速率为0.5℃min 实验材料取自国内某钢厂热轧生产的700L 时，室温下氧化铁皮结构如图2所示.冷却起始温高强钢，其成分如表1所示.将试样切制成2mm× 度为450~650℃时，在靠近钢基体的一侧出现了 6mm×l5mm,经砂纸打磨后用超声波清洗仪对试共析组织(Fe+FeO4),剩余组织为最外侧原始样表面进行清洗，用酒精清洗后吹干备用.实验所 Fe3O4以及少量的未转变FeO,其中，当冷却起始用的氧化铁皮是实验室环境下模拟的发生共析转温度为650℃时，共析组织(Fe+FeO4)占整个氧变前的氧化铁皮，其断面由两层结构组成，如图1 化层体积的25%~30%，在450~600℃内，共析组所示，最外层是较薄的F©3O4层，与基体相接触的织约占整个氧化层体积的35%~50%.当冷却起始是较厚的FeO层温度为400℃时，氧化层结构主要为大量弥散分模拟卷取和模拟冷却实验在Setsys Evolution 布的岛状先共析Fe,O4及靠近基体的未转变FeO. 1750(SETARAM)高温同步热分析仪上进行，将试当冷却速率为1℃min时，最终室温下氧化样悬挂在加热炉内，在氩气的保护下以90℃minl 铁皮结构如图3所示.冷却起始温度在450~650℃ 的速率加热至750℃，之后通入空气并保温10min 时，实验用钢氧化铁皮层同样由外层的Fe3O4及靠

汽车大梁钢作为重型挂车的主要结构件，几乎承载着汽车的全部重量，这对钢材的强度提出了很高的要求[1] . 采用相同的薄规格的高强钢代替厚规格低强度钢，可以在保证汽车安全强度的条件下达到节约钢材、减少能耗和降低运输成本的目的，从而满足汽车轻量化的要求[2−5] . 另外，在提高强度的同时，用户也对大梁钢表面质量提出了更高的要求，在生产过程中，如果对氧化铁皮控制不合理，就会造成氧化铁皮脱落、表面红锈、“麻点”和“麻面”等表面质量问题[6] ，因此，在保证力学性能的同时，通过控制氧化铁皮来提高表面质量已成为汽车大梁钢的研究热点. 为了提高大梁钢的强度，一般会添加 Mn、Nb、Ti 等强化元素，这些元素对氧的亲和力大于 Fe，在钢中会优先于 Fe 发生氧化. 如果氧向内扩散比 Fe、Mn 向外扩散速度快，则发生内氧化，反之发生选择性氧化；而 Nb 和 Ti 作为常用的强化元素，对高温氧化及氧化铁皮中共析反应进程的影响同样需要进一步的研究. 目前，有很多研究报道了氧化铁皮中 FeO 的组织转变行为 . Gleeson 等 [7] ， Tanei 和 Kondo[8] ， Otsuka 等[9] 研究了等温过程中 FeO 的转变行为，在 570 ℃ 以下 FeO 会发生共析反应生成片层组织 Fe+Fe3O4；Chen 和 Yeun[10] ， Paidassi[11] 使用低碳钢模拟了冷却过程中不同温度制度下的氧化铁皮结构变化情况；而 Hayashi 等[12] 对高温中 FeO 的生长进行了定量的描述与分析. 但是，对添加了大量合金元素的高强度级别钢材，其氧化铁皮组织转变行为却鲜有报道. 本文使用 700 L 作为典型钢种，研究了在连续冷却转变过程中 FeO 的相变行为，绘制了共析转变规律曲线，并比较了实验用钢和低碳钢之间 FeO 共析转变规律的差异. 1 实验材料与方法实验材料取自国内某钢厂热轧生产的 700 L 高强钢，其成分如表 1 所示. 将试样切制成 2 mm× 6 mm×15 mm，经砂纸打磨后用超声波清洗仪对试样表面进行清洗，用酒精清洗后吹干备用. 实验所用的氧化铁皮是实验室环境下模拟的发生共析转变前的氧化铁皮，其断面由两层结构组成，如图 1 所示，最外层是较薄的 Fe3O4 层，与基体相接触的是较厚的 FeO 层. 模拟卷取和模拟冷却实验在 Setsys Evolution 1750（SETARAM）高温同步热分析仪上进行，将试样悬挂在加热炉内，在氩气的保护下以 90 ℃·min‒1 的速率加热至 750 ℃，之后通入空气并保温 10 min 以生成氧化铁皮，然后在氩气保护下以 30 ℃·min‒1 的速率降至设定模拟卷取温度（ 650、 600、 550、 500、450 和 400 ℃），最后按照设定冷却速率（0.5、 1、5 和 20 ℃·min‒1）冷却至室温. 实验完成后用常规的方法制备金相试样，并用腐蚀液进行腐蚀，最后用场发射电子探针（EPMA）观察转变后氧化铁皮的结构. 2 实验结果在使用特质溶液腐蚀后的试样表面上，FeO 层呈现凹陷状，先共析 Fe3O4 在 FeO 中具有明显的多边形状，而 FeO 发生共析反应之后生成的共析组织呈片层状（白色层状物为 Fe，灰色为 Fe3O4）. 依据以上规律对实验后的各个组织进行详细的区分与统计，结果如图 2～5 所示. 当冷却速率为 0.5 ℃·min‒1 时，室温下氧化铁皮结构如图 2 所示. 冷却起始温度为 450～650 ℃ 时，在靠近钢基体的一侧出现了共析组织（ Fe+Fe3O4），剩余组织为最外侧原始 Fe3O4 以及少量的未转变 FeO，其中，当冷却起始温度为 650 ℃ 时，共析组织（Fe+Fe3O4）占整个氧化层体积的 25%～30%，在 450～600 ℃ 内，共析组织约占整个氧化层体积的 35%～50%. 当冷却起始温度为 400 ℃ 时，氧化层结构主要为大量弥散分布的岛状先共析 Fe3O4 及靠近基体的未转变 FeO. 当冷却速率为 1 ℃·min‒1 时，最终室温下氧化铁皮结构如图 3 所示. 冷却起始温度在 450～650 ℃ 时，实验用钢氧化铁皮层同样由外层的 Fe3O4 及靠表 1 实验钢种的化学成分 (质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % C Si Mn P Nb Ti Cr Al Fe 0.08 0.13 1.61 0.01 0.06 0.10 0.04 0.03 余量钢基体镶嵌料 FeO Fe3O4 2 μm 图 1 试验用钢的氧化铁皮结构 Fig.1 Oxide scale structure of the tested steel · 1592 · 工程科学学报，第 41 卷，第 12 期

曹光明等：700MPa级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律 ·1593 (a 镶嵌料嵌料嵌料 eO钢基体共析Fe/Fe,O, 钢基体共析Fe/Fe,O 钢塞体共折下eFeO 镶按料 (e) 钱嵌料 ( 镶嵌料钢基体共析Fe/Fe,O, 24m eO钢基体其析FeFe,O 2 um 钢基体 Feo 图20.5℃min1冷速条件下不同卷取温度得到的氧化铁皮结构.(a)650℃：(b)600℃：(c)550℃：(d)500℃：(e)450℃：（①400℃ Fig.2 Structure of oxide scale at different coiling temperatures at a cooling rate of0.5℃~min':(a)650℃；(b)600℃，(c)550℃；(d500℃， (e)450℃：(0400℃ (a) 镶嵌料 (b) 镶嵌料嵌料共析Fe/FeO, 钢基体 FeO共析Fe/Fe,O 基体共析Fe/FeO d 嵌料 ,嵌料共析Fe/FeO um 钢基体析Fe/Fe:O 图31℃min1冷速条件下不同卷取温度得到的氧化铁皮结构.(a)650℃：(b)600℃：(c)550℃：(d)500℃：(e)450℃：()400℃ Fig.3 Structure of oxide scale at different coiling temperatures at a cooling rate of1℃~min:(a)650℃；(b)600℃；(c)550℃，(d500℃；(e)450℃， ()400℃ 近基体侧的共析组织和未转变FO组成.当冷却化铁皮层中共析组织约占20%~30% 起始温度为600~650℃时，氧化铁皮层中共析组当冷却速度为20℃min'时，最终氧化铁皮织约占15%~20%：在450~550℃内，片层状共析结构如图5所示.冷却起始温度为400~650℃ 组织所占氧化铁皮体积比例约为30%~50%：冷却时，氧化铁皮中含有的大量未转变FeO,以及少量起始温度为400℃时，室温下氧化铁皮层主要由弥散分布的岛状先共析FeO4,在此冷速下，各温原始FeO4、弥散分布的岛状先共析FeO4及靠近度区间内均没有出现共析组织. 基体的未转变FeO组成，未出现共析组织综合以上结果，通过对组织结构具体结构进当冷却速率为5℃minl时，最终室温下氧化行定量区分，绘制出卷取温度和冷却速率对实验铁皮结构如图4所示，可以发现，冷却起始温度为用钢氧化铁皮结构转变曲线如图6所示.可以看 650、600和400℃时，氧化层中无共析组织的出出，在连续冷却条件下氧化铁皮组织转变符合“C” 现，仅由外层Fe3O4及靠近基体层的残留FeO组曲线规律，其“鼻温”在450~500℃之间，在此范成：而当温度在450~550℃时，氧化铁皮层由靠围内共析反应程度最高，冷却到室温下得到的共近基体侧的共析组织以及未转变的FO组成，氧析组织含量最多

近基体侧的共析组织和未转变 FeO 组成. 当冷却起始温度为 600～650 ℃ 时，氧化铁皮层中共析组织约占 15%～20%；在 450～550 ℃ 内，片层状共析组织所占氧化铁皮体积比例约为 30%～50%；冷却起始温度为 400 ℃ 时，室温下氧化铁皮层主要由原始 Fe3O4、弥散分布的岛状先共析 Fe3O4 及靠近基体的未转变 FeO 组成，未出现共析组织. 当冷却速率为 5 ℃·min‒1 时，最终室温下氧化铁皮结构如图 4 所示，可以发现，冷却起始温度为 650、600 和 400 ℃ 时，氧化层中无共析组织的出现，仅由外层 Fe3O4 及靠近基体层的残留 FeO 组成；而当温度在 450～550 ℃ 时，氧化铁皮层由靠近基体侧的共析组织以及未转变的 FeO 组成，氧化铁皮层中共析组织约占 20%～30% 当冷却速度为 20 ℃·min‒ 1 时，最终氧化铁皮结构如图 5 所示. 冷却起始温度为 400～650 ℃ 时，氧化铁皮中含有的大量未转变 FeO，以及少量弥散分布的岛状先共析 Fe3O4，在此冷速下，各温度区间内均没有出现共析组织. 综合以上结果，通过对组织结构具体结构进行定量区分，绘制出卷取温度和冷却速率对实验用钢氧化铁皮结构转变曲线如图 6 所示. 可以看出，在连续冷却条件下氧化铁皮组织转变符合“C” 曲线规律，其“鼻温”在 450～500 ℃ 之间，在此范围内共析反应程度最高，冷却到室温下得到的共析组织含量最多. (b) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 (d) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 (c) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 (e) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 FeO (f) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 FeO FeO (a) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 FeO 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 图 2 0.5 ℃·min‒1 冷速条件下不同卷取温度得到的氧化铁皮结构. (a) 650 ℃；(b) 600 ℃；(c) 550 ℃；(d) 500 ℃；(e) 450 ℃；(f) 400 ℃ Fig.2 Structure of oxide scale at different coiling temperatures at a cooling rate of 0.5 ℃·min‒1: (a) 650 ℃; (b) 600 ℃; (c) 550 ℃; (d) 500 ℃; (e) 450 ℃; (f) 400 ℃ (b) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 (d) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 (c) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 (e) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 FeO (f) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 FeO FeO FeO (a) 镶嵌料共析 Fe/Fe3O4 钢基体 FeO Fe3O4 FeO 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 图 3 1 ℃·min‒1 冷速条件下不同卷取温度得到的氧化铁皮结构. (a) 650 ℃；(b) 600 ℃；(c) 550 ℃；(d) 500 ℃；(e) 450 ℃；(f) 400 ℃ Fig.3 Structure of oxide scale at different coiling temperatures at a cooling rate of 1 ℃·min‒1: (a) 650 ℃; (b) 600 ℃; (c) 550 ℃; (d) 500 ℃; (e) 450 ℃; (f) 400 ℃ 曹光明等： 700 MPa 级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律 · 1593 ·

3 分析与讨论热轧带钢在精轧除鳞后生成的氧化铁皮被称为“三次氧化铁皮”，通常由 Fe2O3 /Fe3O4 /FeO 3 层结构组成[13] . 由图 7 所示的 Fe‒O 相图可知，FeO 在低于 570 ℃ 时将会发生一系列的转变. 在连续冷却过程中，随着温度的降低，Fe1−xO 的过冷度不断增加，但 Fe1−xO 层中 Fe2+扩散速率不断减小抑制了新相的形核和长大过程. 因此，在“鼻温”以上，随着过冷度的增加，Fe1−xO 转变速率增大，相变过程受新旧两相自由能差控制；在“鼻温”以下，随着过冷度的增加，Fe1−xO 转变速率减小，相变过程受 Fe2+扩散速率的控制. 这两方面因素使得 Fe1−xO (b) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 (d) 镶嵌料共析 Fe/Fe3O4 钢基体 Fe3O4 (c) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 (e) 镶嵌料钢基体共析 Fe/Fe3O4 Fe3O4 FeO (f) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 FeO FeO FeO (a) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 FeO FeO 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 图 4 5 ℃·min‒1 冷速条件下不同卷取温度得到的氧化铁皮结构. (a) 650 ℃；(b) 600 ℃；(c) 550 ℃；(d) 500 ℃；(e) 450 ℃；(f)400 ℃ Fig.4 Structure of oxide scale at different coiling temperatures at a cooling rate of 5 ℃·min‒1: (a) 650 ℃; (b) 600 ℃; (c) 550 ℃; (d) 500 ℃; (e) 450 ℃; (f) 400 ℃ (b) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 (d) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 (c) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 (e) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 FeO (f) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 FeO FeO FeO (a) 镶嵌料钢基体 Fe3O4 FeO FeO 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 2 μm 图 5 20 ℃·min‒1 冷速条件下不同卷取温度得到的氧化铁皮结构. (a) 650 ℃；(b) 600 ℃；(c) 550 ℃；(d) 500 ℃；(e) 450 ℃；(f) 400 ℃ Fig.5 Structure of oxide scale at different coiling temperatures at a cooling rate of 20 ℃·min‒1: (a) 650 ℃; (b) 600 ℃; (c) 550 ℃; (d) 500 ℃; (e) 450 ℃; (f) 400 ℃ 0.1 1 10 100 350 400 450 500 550 600 650 700 750 800 模拟卷取温度/°C 冷却速率/(°C·min−1) 0.5 5 20 570 °C (30%～50%)共析Fe/Fe3O4+先共析Fe3O4+残余FeO (10%～30%)共析Fe/Fe3O4+先共析Fe3O4+残余FeO 先共析Fe3O4+残余FeO 鼻温点图 6 氧化铁皮组织结构转变曲线 Fig.6 Structural transformation curve of oxide scale · 1594 · 工程科学学报，第 41 卷，第 12 期

曹光明等：700MPa级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律 1595· 2000 片层状的共析组织.在非平衡状态，FO层组织结 1800 L2 构转变机制如图8所示.FεO是阳离子不足的 1600- 1424 15962.941s82 50.47 P型半导氧化物，常记作Fe1-0(0.04y),单质Fe的晶核在富铁Fei-,O层中转变达到最大值析出，而Fe3O4在Fe1-O层的富氧区形核，两者晶在平衡状态下，当温度为570℃，Fe0中的氧核的不断长大，最后形成片层状的共析组织原子分数达到51.38%时，F0发生共析反应生成 (FeO4+Fe),如图8(c)所示 (a) (b) 先共析 (c) FeO Fe,O,Fe,O, Fe,O Fe:O.Fe:O 先共析Fe,0:FeO Fe,O. 31 残余 Feo 共析钢基体 Fe_O 钢基体钢基体组织图8Fe-O层组织结构转变机制示意图.(a)钢氧化后氧化铁皮的结构：(b)先共析Fe,O,的生成：(c)共析组织的生成 Fig.8 Schematic diagram of transformation mechanism of FeO layer:(a)structure of oxide scale after oxidation of steel;(b)generation of pre- eutectoid FeO:(c)generation of eutectoid structure 在研究初期，采用同样的实验方法对低碳钢始温度为450℃，SPHC发生共析转变的最低温度 SPHC在连续冷却条件下Fe1-,O的组织转变规律为400℃.这就意味着700L高强钢发生共析反应进行了测定3SPHC的化学成分如表2，可以发所需的时间更长，其共析反应较SPHC受到明显现，在化学成分上，700L高强钢Mn元素含量远高延迟于SPHC,同时含有一定量的Nb和Ti元素，而其钢材中Mn元素常用于扩大y-Fe相区，改善力他元素含量相差较小学性能，使之具有高强度和良好的成形性能.而氧化铁皮的FeO内部的Mn/Fe比与合金基体中的表2对比钢种的化学成分（质量分数） Mn/Fe比相似.在发生高温氧化以及结构转变时， Table 2 Chemical composition of comparative steel % 标准大气压下可以形成固溶体FeO-MnO: 试样 Si Mn P S Nb Ti (1) SPHC 007 0.050.300.020.02 Fe+Oz=FeO 700L 0.080.131.610.01 0.060.10 Mm+202=Mn0 (2) 使用与同样的实验方法得到的Fe1-O转变曲如图I0通过基于热力学理论的Calphad方法线如图9所示.由实验结果，700L所对应的C曲计算的FeO-MnO相图可以证明，在700℃下的线要较SPHC向左偏移：700L共析反应“鼻温”区 Fe和Mn在空气中可以同时被氧化，在氧化铁皮间为450~500℃，而SPHC的“鼻温”区间在层会由FeO-MnO固溶体组成；而FeO中的Mn含 400~450℃：700L高强钢发生共析转变的最低起量也随着相变的进行而增加.FO在低于570℃

转变曲线为“C”型，并在“鼻温”区间内 Fe1−xO 的转变达到最大值. 在平衡状态下，当温度为 570 ℃，FeO 中的氧原子分数达到 51.38% 时，FeO 发生共析反应生成片层状的共析组织. 在非平衡状态，FeO 层组织结构转变机制如图 8 所示. FeO 是阳离子不足的 P 型半导氧化物，常记作 Fe1−xO（0.04y），单质 Fe 的晶核在富铁 Fe1−yO 层中析出，而 Fe3O4 在 Fe1−xO 层的富氧区形核，两者晶核的不断长大，最后形成片层状的共析组织（Fe3O4+Fe），如图 8（c）所示. 在研究初期，采用同样的实验方法对低碳钢 SPHC 在连续冷却条件下 Fe1−xO 的组织转变规律进行了测定[13−14] . SPHC 的化学成分如表 2，可以发现，在化学成分上，700 L 高强钢 Mn 元素含量远高于 SPHC，同时含有一定量的 Nb 和 Ti 元素，而其他元素含量相差较小. 使用与同样的实验方法得到的 Fe1−xO 转变曲线如图 9 所示. 由实验结果，700 L 所对应的 C 曲线要较 SPHC 向左偏移；700 L 共析反应“鼻温”区间为 450～ 500 ℃ ，而 SPHC 的 “ 鼻温 ” 区间在 400～450 ℃；700 L 高强钢发生共析转变的最低起始温度为 450 ℃，SPHC 发生共析转变的最低温度为 400 ℃. 这就意味着 700 L 高强钢发生共析反应所需的时间更长，其共析反应较 SPHC 受到明显延迟. 钢材中 Mn 元素常用于扩大 γ-Fe 相区，改善力学性能，使之具有高强度和良好的成形性能. 而氧化铁皮的 FeO 内部的 Mn/Fe 比与合金基体中的 Mn/Fe 比相似. 在发生高温氧化以及结构转变时，标准大气压下可以形成固溶体 FeO‒MnO： Fe+ 1 2 O2 = FeO （1） Mn+ 1 2 O2 = MnO （2）如图 10 通过基于热力学理论的 Calphad 方法计算的 FeO‒MnO 相图可以证明，在 700 ℃ 下的 Fe 和 Mn 在空气中可以同时被氧化，在氧化铁皮层会由 FeO‒MnO 固溶体组成；而 FeO 中的 Mn 含量也随着相变的进行而增加. FeO 在低于 570 ℃ 表 2 对比钢种的化学成分（质量分数） Table 2 Chemical composition of comparative steel % 试样 C Si Mn P S Nb Ti SPHC 0.07 0.05 0.30 0.02 0.02 — — 700 L 0.08 0.13 1.61 0.01 — 0.06 0.10 温度/°C 2000 1800 1600 1400 1200 1000 800 600 400 50 51 52 53 54 55 56 57 58 57.14 688 570 580 51.38 770 912 1371 51.26 50.92 50.86 50.47 1424 54.57 57.05 1596 57.94 1582 1457 58.02 59.82 57.67 Fe3O4 Fe O2 3 L2 54.19 51.19 FeO 1392 59 60 61 氧的原子分数/% 图 7 Fe‒O 相图 Fig.7 Fe‒O phase diagram (a) (b) (c) Fe2+ Fe1−xO Fe1−yO Fe1−yO Fe3O4 Fe3O4 先共析 Fe3O4 残余 FeO 共析组织先共析 Fe3O4 Fe2O3 Fe2O3 Fe3O4 Fe2O3 x>y 钢基体 Fe2+ 钢基体 Fe2+ 钢基体图 8 Fe1−xO 层组织结构转变机制示意图. (a) 钢氧化后氧化铁皮的结构；(b) 先共析 Fe3O4 的生成；(c) 共析组织的生成 Fig.8 Schematic diagram of transformation mechanism of Fe1−xO layer: (a) structure of oxide scale after oxidation of steel; (b) generation of preeutectoid Fe3O4 ; (c) generation of eutectoid structure 曹光明等： 700 MPa 级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律 · 1595 ·

1596 工程科学学报.第41卷，第12期 900 ·700L-(30%~50%)共析Fe/FeO,+先共析Fe,0,+残余Fe0 600 850 ·700L-(10%一30%)共析Fe/FeO,+先共析FeO,+残余F0 FeO+BCC ▲700L-先共析FeO,+残余Fc0 500 800 SPHC-(30%~50%)共析Fe/FeO.+先共析Fe,O,+残余FcO 750 SPHC-(I0%~30%共析Fe/FeO+先共析Fe,O,+残余FeO SPHC-先共析FeO,+残余FeO 400 FeO+BCC+Fe,O, 700 650 少 300 600 570℃ 的 t. BCC+FeO 200 500 7001鼻温点 450 100 ,SPHC鼻温点 400 350 .1 0.5 51020 100 0.05 0.10 0.15 0.20 冷却速率(Cmin) Mn的质量分数图9氧化铁皮组织结构转变曲线图10FeO-MnO相图 Fig.9 Structural transformation curves of oxide scale Fig.10 FeO-MnO phase diagram 的温度下不稳定，容易形成片层状的共析组织；而析出，弥散的析出物作为铁素体的形核剂，使铁素 MnO在570℃以下是稳定的，表明MnO在Fe0中体可以在小过冷度下大量形成，进而细化铁素体的溶解可以使F0相区稳定在570℃以下.通过晶粒 MnO溶解，在570℃以下的FeO相区域内Fe0相而在氧化铁皮中，随着温度的降低，FεO通过转变的驱动力被降低.因此，当钢中含有更多M 式(3)生成先共析的Fe3O4,之后再通过式(4)形成时，其FeO相变发生共析反应的进程会得到延迟] 片层状的共析产物Fe3O4+Fe: 同时，为了提高钢材的强度，通常会在钢中加入少量的Nb和Ti元素.图11为加入Nb、Ti前后 e0-e0+ (3) 1-4 CFe1-O 钢材的基体晶粒形貌，测量可知，加入微合金元素前后奥氏体的平均晶粒尺寸分别为11.85和8.12m, 4Fe1-yO-Fe304+(1-4y)Fe (4) 可见加入合金元素后晶粒尺寸可以细化3~4m. 而随着Nb和Ti元素的加入，轧制后基体中晶这是由于在加人Nb和Ti后，钢中间隙固溶物粒尺寸的降低，品界的数量大量增加，间接地造成 Nb(C,N)以及Ti(C,N)会钉扎奥氏体晶界进而抑了Fe2*离子的向铁皮中扩散的通道增加.如图12，制了晶界的迁移过程，阻止了奥氏体晶粒的生长当更多的Fe2+离子存在于FeO中并参与共析参与行为.在轧制过程中随着钢材温度的下降，Nb(C, 共析反应进程时，式(4)反应的过程受到了抑制， N)和T(C,N)在奥氏体中的溶度积减小，加之轧这使反应(3)中的Fe1-,O在发生先共析转变生成制变形产生的形变诱导析出作用使Nb(C,N)和 Fe3O4增多，共析转变过程孕育期延长，共析反应 Ti(C,N)在奥氏体向铁素体转变(Y→a)之前弥散受到延迟 20m 20m 图11加人Nb、Ti前后的品粒状态.(a)加入前：(b)加入后 Fig.11 Grain states before and after addition of Nb and Ti:(a)before addition;(b)after addition

的温度下不稳定，容易形成片层状的共析组织；而 MnO 在 570 ℃ 以下是稳定的，表明 MnO 在 FeO 中的溶解可以使 FeO 相区稳定在 570 ℃ 以下. 通过 MnO 溶解，在 570 ℃ 以下的 FeO 相区域内 FeO 相转变的驱动力被降低. 因此，当钢中含有更多 Mn 时，其 FeO 相变发生共析反应的进程会得到延迟[15] . 同时，为了提高钢材的强度，通常会在钢中加入少量的 Nb 和 Ti 元素. 图 11 为加入 Nb、Ti 前后钢材的基体晶粒形貌，测量可知，加入微合金元素前后奥氏体的平均晶粒尺寸分别为 11.85 和 8.12 μm，可见加入合金元素后晶粒尺寸可以细化 3～4 μm. 这是由于在加入 Nb 和 Ti 后，钢中间隙固溶物 Nb(C, N) 以及 Ti(C, N) 会钉扎奥氏体晶界进而抑制了晶界的迁移过程，阻止了奥氏体晶粒的生长行为. 在轧制过程中随着钢材温度的下降，Nb(C, N) 和 Ti(C, N) 在奥氏体中的溶度积减小，加之轧制变形产生的形变诱导析出作用使 Nb(C, N) 和 Ti(C, N) 在奥氏体向铁素体转变（γ→α）之前弥散析出，弥散的析出物作为铁素体的形核剂，使铁素体可以在小过冷度下大量形成，进而细化铁素体晶粒[16] . 而在氧化铁皮中，随着温度的降低，FeO 通过式（3）生成先共析的 Fe3O4，之后再通过式（4）形成片层状的共析产物 Fe3O4+Fe： Fe1−xO → x−y 1−4y Fe3O4 + 1−4x 1−4y Fe1−yO （3） 4Fe1−yO → Fe3O4 +(1−4y)Fe （4）而随着 Nb 和 Ti 元素的加入，轧制后基体中晶粒尺寸的降低，晶界的数量大量增加，间接地造成了 Fe2+离子的向铁皮中扩散的通道增加. 如图 12，当更多的 Fe2+离子存在于 FeO 中并参与共析参与共析反应进程时，式（4）反应的过程受到了抑制，这使反应（3）中的 Fe1−xO 在发生先共析转变生成 Fe3O4 增多，共析转变过程孕育期延长，共析反应受到延迟. 0.1 1 10 100 350 400 450 500 550 600 650 700 750 850 900 800 SPHC鼻温点 0.5 5 20 570°C 700L-(30%～50%)共析Fe/Fe3O4+先共析Fe3O4+残余FeO 700L-(10%～30%)共析Fe/Fe3O4+先共析Fe3O4+残余FeO 700L-先共析Fe3O4+残余FeO SPHC-(30%～50%)共析Fe/Fe3O4+先共析Fe3O4+残余FeO SPHC-(10%～30%)共析Fe/Fe3O4+先共析Fe3O4+残余FeO SPHC-先共析Fe3O4+残余FeO 冷却速率/(°C·min−1) 模拟卷取温度/°C 700L鼻温点图 9 氧化铁皮组织结构转变曲线 Fig.9 Structural transformation curves of oxide scale 温度/°C 600 500 400 300 200 100 0 0.05 0.10 0.15 0.20 Mn的质量分数 BCC+Fe3O4 FeO+BCC+Fe3O4 FeO+BCC 图 10 FeO‒MnO 相图 Fig.10 FeO‒MnO phase diagram (a) (b) 20 μm 20 μm 图 11 加入 Nb、Ti 前后的晶粒状态. (a) 加入前；(b) 加入后 Fig.11 Grain states before and after addition of Nb and Ti: (a) before addition; (b) after addition · 1596 · 工程科学学报，第 41 卷，第 12 期

曹光明等：700MPa级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律 .1597· Fe,03 先共析Fe,O, 共析组织 Fe;O, FeO 0-哥ea+离0 4Fe1-0→FeOa+(l-4yFe e 钢基体图12品粒细化后的共析反应过程 Fig.12 Eutectoid reaction process after grain refinement 4结论 steel.J Mater Eng,2016,44(5):15 (张施琦，冯定，张跃，等.新型超高强度热冲压用钢的热变形行 (1)连续冷却条件下氧化铁皮结构转变符合为及本构关系.材料工程，2016,44(5)：15) “C”曲线规律，其“鼻温”在450~500℃之间，在 [5]Tian Y Q,Zhang HJ,Chen L S,et al.Comprehensive effect of C, 此温度区间内，eO最不稳定，共析反应进行地最 Mn partitioning behavior on retained austenite of low carbon 完整，得到的共析组织含量最多，在“鼻温”区间以 Si-Mn steel in 1&Q&P process.J Mater Eng,2016,44(4):32 上，FO相变过程受过冷度控制，“鼻温”区间以 (田亚强，张宏军，陈连生，等.低碳硅锰钢I&Q&P处理中C, 下，相变过程受Fe*扩散速率控制，从而使FeO共 Mn元素配分综合作用.材料工程，2016,44(4)：32) [6]Yu W,Wang J,Liu T.Evolution and application of oxidation and 析转变曲线呈“C”型 surface quality control of hot rolled steel products.Steel Roll, (2)在冷却过程中，先共析FeO4最先从FeO 2017,34(3:1 中析出，从而使FO周围出现富铁区和富氧区， (余伟，王俊，刘涛，热轧钢材氧化及表面质量控制技术的发展 Fe单质和FeO4在FeO层中形核长大形成共析组及应用.轧钢，2017,34(3)：1）织；当冷却开始温度较低或冷却速率较高时， [7]Gleeson B,Hadavi S MM,Young D J.Isothermal transformation Fe+的扩散被抑制，Fe0只能发生先共析转变生成 behavior of thermally-grown wustite.Mater High Temp,2000, FeO4,而不会发生共析转变. 17(2):311 (3)700L中Mn元素的添加导致在氧化过程 [8]Tanei H,Kondo Y.Effects of initial scale structure on transformation behavior of wustite./SI//nt,2012,52(1):105 中生成了MnO,从而增强了Fe0的稳定性，使700L [9]Otsuka N,Doi T,Hidaka Y,et al.In-situ measurements of 高强钢共析转变延迟；而Nb和Ti元素的加入能 isothermal wustite transformation of thermally grown FeO scale 够使晶粒细化，同样起到延迟共析反应的作用 formed on 0.048 mass%Fe by synchrotron radiation in air.IS lmm,2013,53(2:286 参考文献 [10]Chen R Y,Yeun W Y D.Review of the high-temperature [1]Cai N,Ju X H,Xing Y,et al.Study on Timicro-alloyed 700 MPa oxidation of iron and carbon steels in air or oxygen.OxidMet, high strength automobile-beam steel.Steel Roll,2013,30(5):5 2003.59(5-6):433 (蔡宁，鞠新华，邢阳，等.T微合金化700MPa级汽车大梁钢的 [11]Paidassi J.Sur la precipitation d'oxyde Fe3Oadans les 研究.轧钢，2013,30(5)：5) pelliculesd'oxydation du fer aux temperatures elevees.Acta Merall, [2]Tian W Y,Liu F,Wei C H,et al.Mechanical behavior of DP980 1955,3(5):447 high strength steel under dynamic tensile tests.J Mater Eng,2017, [12]Hayashi S,Mizumoto K,Yoneda S,et al.The mechanism of phase 45(3):47 transformation in thermally-grown FeO scale formed on pure-Fe in (田文扬，刘奋，韦春华，等.DP980高强钢动态拉伸力学行为.材 air.Oxid Met,2014,81(3-4):357 料工程，2017,45(3)：47) [13]He Y Q,Liu H Y,Sun B,et al.Structure development of oxide [3]Xing S Q,Lu HC,Ma Y L,et al.Microstructure evolution of CG- scale on low carbon steel strip under continue cooling conditions. HAZ reheated by second thermal cycle for 800 MPa grade high Trans Mater Heat Treat,2015,36(1):178 strength steel.J Mater Eng,2015,43(7):93 (何永全，刘红艳，孙彬，等.低碳钢表面氧化铁皮在连续冷却过 (邢淑清，陆恒昌，麻永林，等.8O0MPa级高强钢焊接粗晶区再程中的组织转变.材料热处理学报，2015,36(1)：178) 热循环的组织转变规律.材料工程，2015,43(7)：93) [14]Cao G M,He Y Q,Liu X J,et al.Tertiary oxide scale structure [4]Zhang S Q,Feng D,Zhang Y,et al.Hot deformation behavior and transition of low carbon steel during continuous cooling after constitutive model of advanced ultra-high strength hot stamping coiling process.J Cent South Univ Sci Technol,2014,45(6):1790

4 结论（1）连续冷却条件下氧化铁皮结构转变符合 “C”曲线规律，其“鼻温”在 450～500 ℃ 之间，在此温度区间内，FeO 最不稳定，共析反应进行地最完整，得到的共析组织含量最多，在“鼻温”区间以上，FeO 相变过程受过冷度控制，“鼻温”区间以下，相变过程受 Fe2+扩散速率控制，从而使 FeO 共析转变曲线呈“C”型. （2）在冷却过程中，先共析 Fe3O4 最先从 FeO 中析出，从而使 FeO 周围出现富铁区和富氧区， Fe 单质和 Fe3O4 在 FeO 层中形核长大形成共析组织；当冷却开始温度较低或冷却速率较高时， Fe2+的扩散被抑制，FeO 只能发生先共析转变生成 Fe3O4，而不会发生共析转变. （3）700 L 中 Mn 元素的添加导致在氧化过程中生成了 MnO，从而增强了 FeO 的稳定性，使 700 L 高强钢共析转变延迟；而 Nb 和 Ti 元素的加入能够使晶粒细化，同样起到延迟共析反应的作用. 参考文献 Cai N, Ju X H, Xing Y, et al. Study on Timicro-alloyed 700 MPa high strength automobile-beam steel. Steel Roll, 2013, 30（5）: 5 （蔡宁, 鞠新华, 邢阳, 等. Ti微合金化700 MPa级汽车大梁钢的研究. 轧钢, 2013, 30（5）：5 ） [1] Tian W Y, Liu F, Wei C H, et al. Mechanical behavior of DP980 high strength steel under dynamic tensile tests. J Mater Eng, 2017, 45（3）: 47 （田文扬, 刘奋, 韦春华, 等. DP980高强钢动态拉伸力学行为. 材料工程, 2017, 45（3）：47 ） [2] Xing S Q, Lu H C, Ma Y L, et al. Microstructure evolution of CGHAZ reheated by second thermal cycle for 800 MPa grade high strength steel. J Mater Eng, 2015, 43（7）: 93 （邢淑清, 陆恒昌, 麻永林, 等. 800 MPa级高强钢焊接粗晶区再热循环的组织转变规律. 材料工程, 2015, 43（7）：93 ） [3] Zhang S Q, Feng D, Zhang Y, et al. Hot deformation behavior and constitutive model of advanced ultra-high strength hot stamping [4] steel. J Mater Eng, 2016, 44（5）: 15 （张施琦, 冯定, 张跃, 等. 新型超高强度热冲压用钢的热变形行为及本构关系. 材料工程, 2016, 44（5）：15 ） Tian Y Q, Zhang H J, Chen L S, et al. Comprehensive effect of C, Mn partitioning behavior on retained austenite of low carbon Si‒Mn steel in I&Q&P process. J Mater Eng, 2016, 44（4）: 32 （田亚强, 张宏军, 陈连生, 等. 低碳硅锰钢I&Q&P处理中C, Mn元素配分综合作用. 材料工程, 2016, 44（4）：32 ） [5] Yu W, Wang J, Liu T. Evolution and application of oxidation and surface quality control of hot rolled steel products. Steel Roll, 2017, 34（3）: 1 （余伟, 王俊, 刘涛. 热轧钢材氧化及表面质量控制技术的发展及应用. 轧钢, 2017, 34（3）：1 ） [6] Gleeson B, Hadavi S M M, Young D J. Isothermal transformation behavior of thermally-grown wüstite. Mater High Temp, 2000, 17（2）: 311 [7] Tanei H, Kondo Y. Effects of initial scale structure on transformation behavior of wüstite. ISIJ Int, 2012, 52（1）: 105 [8] Otsuka N, Doi T, Hidaka Y, et al. In-situ measurements of isothermal wüstite transformation of thermally grown FeO scale formed on 0.048 mass% Fe by synchrotron radiation in air. ISIJ Int, 2013, 53（2）: 286 [9] Chen R Y, Yeun W Y D. Review of the high-temperature oxidation of iron and carbon steels in air or oxygen. OxidMet, 2003, 59（5-6）: 433 [10] Paidassi J. Sur la precipitation d'oxyde Fe3O4dans les pelliculesd'oxydation du fer aux temperatures elevees. Acta Metall, 1955, 3（5）: 447 [11] Hayashi S, Mizumoto K, Yoneda S, et al. The mechanism of phase transformation in thermally-grown FeO scale formed on pure-Fe in air. Oxid Met, 2014, 81（3-4）: 357 [12] He Y Q, Liu H Y, Sun B, et al. Structure development of oxide scale on low carbon steel strip under continue cooling conditions. Trans Mater Heat Treat, 2015, 36（1）: 178 （何永全, 刘红艳, 孙彬, 等. 低碳钢表面氧化铁皮在连续冷却过程中的组织转变. 材料热处理学报, 2015, 36（1）：178 ） [13] Cao G M, He Y Q, Liu X J, et al. Tertiary oxide scale structure transition of low carbon steel during continuous cooling after coiling process. J Cent South Univ Sci Technol, 2014, 45（6）: 1790 [14] 先共析Fe3O4 共析组织钢基体 Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2+ Fe2O3 Fe3O4 FeO Fe1−xO → Fe3O4 + Fe1−yO 1−4y x−y 1−4y 1−4x Fe3O4 4Fe1−yO →Fe3O4 + (1−4y) Fe 图 12 晶粒细化后的共析反应过程 Fig.12 Eutectoid reaction process after grain refinement 曹光明等： 700 MPa 级别热轧高强钢氧化铁皮结构转变规律 · 1597 ·

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