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,36. 北京科技大学学报 第32卷 量的马氏体，通过对比图6(a)、(c)可以看出，再结 100 晶先于奥氏体的形成而发生，奥氏体在再结晶的细 80H 小铁素体晶粒边界和碳化物处形核，如图6(c)所 滋 示，可以看出奥氏体的晶粒尺寸是由铁素体十马氏 体十贝氏体初始显微组织的变形加速再结晶、奥氏 体在再结晶的细小铁素体晶粒边界形核以及以未溶 碳化物为核心形成奥氏体共同控制的)，这为得到 20 细小的马氏体和铁素体组织提供了充足的条件，从 920 760 800840 880 750℃时初始组织为铁素体十珠光体试样的淬火组 温度℃ 织中可以看出，组织已经发生完全再结晶，并且有少 图8两相区不同温度时奥氏体含量变化趋势 量的马氏体生成，如图6(d)所示，与铁素体十马氏 Fig8 Change trend of austenite content at different temperatures in 体十贝氏体初始显微组织试样相比，铁素体珠光 the critical zone 体初始显微组织中的铁素体再结晶晶粒明显要大， 析认为，膨胀曲线中初始阶段奥氏体含量增长缓慢 说明铁素体十珠光体初始显微组织中发生再结晶的 的原因是由于氮的存在使得碳氨化钒的溶解被严重 形核点比铁素体十马氏体十贝氏体组织中少，随着 阻碍，碳在Y-Fe中的扩散激活能也被提高，减缓了 温度的升高，再结晶晶粒迅速长大且碳化物发生溶 碳的扩散，对Y-Fe的形成有一定的阻碍作用，而奥 解，减少了奥氏体形核点 氏体初始长大阶段是由碳的扩散来控制的，因 3.3钒在超细晶双相钢中的作用 此初始阶段奥氏体增长缓慢，根据计算，该成分的 依据杠杆定律计算了实验钢在两相区中奥 钢中碳化钒(VC)的完全溶解温度为816℃，由于钢 氏体和铁素体的含量，实验钢以10℃·s的加热速 中锰元素的存在，会加速VC的溶解，因此当温度达 度进行加热时的热膨胀曲线如图7所示，实验钢在 到800℃，奥氏体开始快速增加时，可以认为VC已 加热过程中两相区不同温度时奥氏体的含量变化趋 经完全溶解，完全溶解后引起碳的快速扩散，同时随 势如图8所示， 着温度的增加碳的扩散速度也在增加，从而出现了 0.012 奥氏体快速增加的阶段；840℃以后基本完成了碳 的扩散，此时钒主要依靠降低表面自由能差来阻滞 0.010F Y-Fe晶粒的长大)，并且锰在奥氏体中的扩散速 度要比在铁素体中的扩散速度低三个数量级，这些 原因降低了奥氏体形成量的增加速度，从而可以看 0.008f 出，钒通过阻碍碳的扩散和降低表面自由能来阻碍 奥氏体的长大，扩大了两相区的温度范围，提高了钢 0.006 400 的工艺稳定性，在低于800℃进行退火时，可以有效 600 800 1000 温度℃ 细化奥氏体的晶粒尺寸，在随后的冷却过程中由于 图7双相钢完全奥氏体化热膨胀曲线（加热速度：10℃·s) N的存在促进了碳氮化钒在奥氏体铁素体相界面 Fig 7 Themal expansion curve of DP steel in coplete austenitized stae(heating mate 10'℃，gl) 的析出，有效地阻止了铁素体晶粒长大，起到细化铁 素体晶粒尺寸的作用， 实验钢在加热过程中，进入两相区后，随着温度 通过对双相钢中析出物的观察，试样中的析出 升高，奥氏体的含量缓慢增加，当温度达到800℃ 物为钒的析出物，平均尺寸为12.9mm由于VC在 时，奥氏体含量快速增加，820~840℃时奥氏体增 奥氏体中的固溶度积很高，而其在铁素体中的固溶 长速度最快，840℃以后奥氏体的增加速度开始 度积非常小，因此也就为其在→α相变过程中发 降低， 生相间析出提供了必要的条件，在加热过程中，析 合金元素的加入并不改变奥氏体的形成机制， 出物阻碍了奥氏体的长大，随着温度的升高，钒的析 但会影响奥氏体的形成速度，合金元素一般会改变 出物发生了回溶，在随后的冷却过程中重新析出，由 珠光体向奥氏体转变的临界点，并影响碳在奥氏体 于临界区退火发生的是部分奥氏体化，在缓冷过程 中的扩散速度，从而影响到奥氏体的形成速度，分 中会有附生铁素体生成，在相变过程中发生相间析北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 量的马氏体通过对比图 6（ａ）、（ｃ）可以看出再结 晶先于奥氏体的形成而发生奥氏体在再结晶的细 小铁素体晶粒边界和碳化物处形核如图 6（ｃ）所 示．可以看出奥氏体的晶粒尺寸是由铁素体 ＋马氏 体 ＋贝氏体初始显微组织的变形加速再结晶、奥氏 体在再结晶的细小铁素体晶粒边界形核以及以未溶 碳化物为核心形成奥氏体共同控制的 ［12］这为得到 细小的马氏体和铁素体组织提供了充足的条件．从 750℃时初始组织为铁素体 ＋珠光体试样的淬火组 织中可以看出组织已经发生完全再结晶并且有少 量的马氏体生成如图 6（ｄ）所示与铁素体 ＋马氏 体 ＋贝氏体初始显微组织试样相比铁素体 ＋珠光 体初始显微组织中的铁素体再结晶晶粒明显要大 说明铁素体 ＋珠光体初始显微组织中发生再结晶的 形核点比铁素体 ＋马氏体 ＋贝氏体组织中少随着 温度的升高再结晶晶粒迅速长大且碳化物发生溶 解减少了奥氏体形核点． 3∙3 钒在超细晶双相钢中的作用 依据杠杆定律 ［13］计算了实验钢在两相区中奥 氏体和铁素体的含量实验钢以 10℃·ｓ —1的加热速 度进行加热时的热膨胀曲线如图 7所示实验钢在 加热过程中两相区不同温度时奥氏体的含量变化趋 势如图 8所示． 图 7 双相钢完全奥氏体化热膨胀曲线 （加热速度：10℃·ｓ—1） Ｆｉｇ．7 ＴｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｃｕｒｖｅｏｆＤＰｓｔｅｅｌｉｎｃｏｍｐｌｅｔｅａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｅｄ ｓｔａｔｅ（ｈｅａｔｉｎｇｒａｔｅ：10℃·ｓ—1） 实验钢在加热过程中进入两相区后随着温度 升高奥氏体的含量缓慢增加当温度达到 800℃ 时奥氏体含量快速增加820～840℃时奥氏体增 长速度最快840℃以后奥氏体的增加速度开始 降低． 合金元素的加入并不改变奥氏体的形成机制 但会影响奥氏体的形成速度．合金元素一般会改变 珠光体向奥氏体转变的临界点并影响碳在奥氏体 中的扩散速度从而影响到奥氏体的形成速度．分 图 8 两相区不同温度时奥氏体含量变化趋势 Ｆｉｇ．8 Ｃｈａｎｇｅｔｒｅｎｄｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｔｅｎｔａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｉｎ ｔｈｅｃｒｉｔｉｃａｌｚｏｎｅ 析认为膨胀曲线中初始阶段奥氏体含量增长缓慢 的原因是由于氮的存在使得碳氮化钒的溶解被严重 阻碍碳在 γ--Ｆｅ中的扩散激活能也被提高减缓了 碳的扩散对 γ--Ｆｅ的形成有一定的阻碍作用而奥 氏体初始长大阶段是由碳的扩散来控制的 ［1114］因 此初始阶段奥氏体增长缓慢．根据计算该成分的 钢中碳化钒 （ＶＣ）的完全溶解温度为 816℃由于钢 中锰元素的存在会加速 ＶＣ的溶解因此当温度达 到 800℃奥氏体开始快速增加时可以认为 ＶＣ已 经完全溶解完全溶解后引起碳的快速扩散同时随 着温度的增加碳的扩散速度也在增加从而出现了 奥氏体快速增加的阶段；840℃以后基本完成了碳 的扩散此时钒主要依靠降低表面自由能差来阻滞 γ--Ｆｅ晶粒的长大 ［15］并且锰在奥氏体中的扩散速 度要比在铁素体中的扩散速度低三个数量级这些 原因降低了奥氏体形成量的增加速度．从而可以看 出钒通过阻碍碳的扩散和降低表面自由能来阻碍 奥氏体的长大扩大了两相区的温度范围提高了钢 的工艺稳定性在低于 800℃进行退火时可以有效 细化奥氏体的晶粒尺寸在随后的冷却过程中由于 Ｎ的存在促进了碳氮化钒在奥氏体--铁素体相界面 的析出有效地阻止了铁素体晶粒长大起到细化铁 素体晶粒尺寸的作用． 通过对双相钢中析出物的观察试样中的析出 物为钒的析出物平均尺寸为 12∙9ｎｍ由于 ＶＣ在 奥氏体中的固溶度积很高而其在铁素体中的固溶 度积非常小因此也就为其在 γ→α相变过程中发 生相间析出提供了必要的条件．在加热过程中析 出物阻碍了奥氏体的长大随着温度的升高钒的析 出物发生了回溶在随后的冷却过程中重新析出由 于临界区退火发生的是部分奥氏体化在缓冷过程 中会有附生铁素体生成在相变过程中发生相间析 ·36·