第8期 邝霜等：FeC一M血系冷轧双相钢两相区奥氏体化过程模拟 .859 相钢奥氏体化过程进行了定量数值模拟分析， 两相平衡，如果钢中主要成分只有C元素，那么奥 1热模拟实验 氏体的长大过程由C元素在奥氏体中的扩散控制 但是冷轧双相钢中通常都加入Mn等合金元素以提 研究用钢的化学成分为（质量分数）：0.08%， 高冷却过程中奥氏体的稳定性，因此Mn元素的引 C;1.75%,Mn;Si<0.03%;0.02%~0.07%,Al: 入，将对两相区奥氏体化过程有重要影响，相变过程 N<0.007%.采用200kg真空熔炼炉冶炼并浇铸 将由C、Mn元素的扩散共同控制.虽然Mn元素在 成厚度为90mm的俦坯，经10道次热轧成厚度为 初始铁素体与珠光体组织中的浓度梯度几乎为零， 7mm的钢板，热轧板经酸洗后冷轧至2mm,压下率 但是当珠光体转变为初始奥氏体核心后，相同Mn 为71%.热模拟实验在Gleeble-一1500热模拟机上 元素浓度在奥氏体与铁素体中对应着不同的化学 进行.先将试样以1℃s速度加热至700℃使其 势，因此Mn元素将在化学势梯度的驱动下从铁素 充分再结晶以消除冷变形组织，随后以20℃s速 体向奥氏体中转移，直到在两相中的化学势相等. 度分别加热至740℃和780℃，保温不同时间后淬 图l是采用Thermo-Calc热力学软件计算得到 火以测定试样的奥氏体化情况，采用Image Tool图 的740℃与780℃温度下，Mn元素在奥氏体与铁素 像处理软件对淬火组织进行定量分析 体中的化学势随其含量变化的曲线，表1是从图中 2相变热力学与动力学分析 抽取出的初始状态与最终平衡状态奥氏体与铁素体 中Mn元素质量分数及对应的化学势.从中可以看 冷变形组织充分完成再结晶后，继续升温到两 出，1.75%Mn在奥氏体和铁素体中对应着不同的 相区保温时，奥氏体相变首先发生在珠光体区域，由 化学势，因此奥氏体长大过程中，相界面处Mn原子 于珠光体片层间距较小，碳原子的扩散距离较短，因 将会从铁素体向奥氏体转移以增加其在奥氏体中的 此珠光体向奥氏体的转变在数秒内完成，奥氏体成 化学势而减小其在铁素体中的化学势，直到Mn元 分为共析成分.随着保温时间的增加，先形成的 素在两相中的化学势相等 奥氏体将继续向铁素体区长大直到达到该温度下的 79 -77 86 -82 (a)740℃奥氏体 (b)740℃铁素体 (©)780℃奥氏体 -83 (d)780℃铁素体 -82 -79 -88 -85 -86 85 -81 -90 -87 -88 83 1.52.02.53.0 3.5 .01.21.41.61.8 -9%.6182.022242.6 1.21.41.6 1.8 Mm的质量分数/% M加的质量分数/% Mn的质量分数% Mn的质量分数% 图1不同温度下M元素在奥氏体与铁素体中的化学势 Fig.I Chemical potentials of manganese in austenite and ferrite at different temperatures 表1初始态和平衡态M元素在奥氏体与铁素体中的质量分数与化学势 Table 1 Chemical potential and content of manganese in austenite and ferrite in different states 奥氏体中 铁素体中 温度/℃ 状态 质量分数/% 化学势/(kJ-mol厂) 质量分数/% 化学势/(Jml-) 初始态 1.75 -86.767 1.75 -77.824 740 平衡态 3.31 -80.812 1.18 -80.812 初始态 1.75 -90.440 1.75 -83.092 780 平衡态 2.45 -87.244 1.06 -87.244 按照Fick定律，除了化学势梯度外，扩散系数 数与温度的关系可以由Arrhenius方程表示为： 对扩散速率有较大影响.C、Mn元素在两相中的扩 D(T)=DGexp(-Qm/RT) (1) 散系数不同将导致扩散控制因素的变化.假定合金 式中：m代表合金元素，p代表相，Q为扩散激活能， 元素浓度对扩散系数的影响可以忽略，那么扩散系 R为气体常数，T为热力学温度，D为比例系数相钢奥氏体化过程进行了定量数值模拟分析． 1 热模拟实验 研究用钢的化学成分为（质量分数）：0∙08％‚ C；1∙75％‚Mn；Si＜0∙03％；0∙02％～0∙07％‚Al； N＜0∙007％．采用200kg 真空熔炼炉冶炼并浇铸 成厚度为90mm 的铸坯‚经10道次热轧成厚度为 7mm的钢板‚热轧板经酸洗后冷轧至2mm‚压下率 为71％．热模拟实验在 Gleeble—1500热模拟机上 进行．先将试样以1℃·s —1速度加热至700℃使其 充分再结晶以消除冷变形组织‚随后以20℃·s —1速 度分别加热至740℃和780℃‚保温不同时间后淬 火以测定试样的奥氏体化情况‚采用 Image Tool 图 像处理软件对淬火组织进行定量分析． 2 相变热力学与动力学分析 冷变形组织充分完成再结晶后‚继续升温到两 相区保温时‚奥氏体相变首先发生在珠光体区域‚由 于珠光体片层间距较小‚碳原子的扩散距离较短‚因 此珠光体向奥氏体的转变在数秒内完成‚奥氏体成 分为共析成分［10］．随着保温时间的增加‚先形成的 奥氏体将继续向铁素体区长大直到达到该温度下的 两相平衡．如果钢中主要成分只有 C 元素‚那么奥 氏体的长大过程由 C 元素在奥氏体中的扩散控制． 但是冷轧双相钢中通常都加入 Mn 等合金元素以提 高冷却过程中奥氏体的稳定性‚因此 Mn 元素的引 入‚将对两相区奥氏体化过程有重要影响‚相变过程 将由 C、Mn 元素的扩散共同控制．虽然 Mn 元素在 初始铁素体与珠光体组织中的浓度梯度几乎为零‚ 但是当珠光体转变为初始奥氏体核心后‚相同 Mn 元素浓度在奥氏体与铁素体中对应着不同的化学 势‚因此 Mn 元素将在化学势梯度的驱动下从铁素 体向奥氏体中转移‚直到在两相中的化学势相等． 图1是采用 Thermo—Calc 热力学软件计算得到 的740℃与780℃温度下‚Mn 元素在奥氏体与铁素 体中的化学势随其含量变化的曲线．表1是从图中 抽取出的初始状态与最终平衡状态奥氏体与铁素体 中 Mn 元素质量分数及对应的化学势．从中可以看 出‚1∙75％ Mn 在奥氏体和铁素体中对应着不同的 化学势‚因此奥氏体长大过程中‚相界面处 Mn 原子 将会从铁素体向奥氏体转移以增加其在奥氏体中的 化学势而减小其在铁素体中的化学势‚直到 Mn 元 素在两相中的化学势相等． 图1 不同温度下 Mn 元素在奥氏体与铁素体中的化学势 Fig．1 Chemical potentials of manganese in austenite and ferrite at different temperatures 表1 初始态和平衡态 Mn 元素在奥氏体与铁素体中的质量分数与化学势 Table1 Chemical potential and content of manganese in austenite and ferrite in different states 温度／℃ 状态 奥氏体中 铁素体中 质量分数／％ 化学势／（kJ·mol —1） 质量分数／％ 化学势／（kJ·mol —1） 740 初始态 1∙75 —86∙767 1∙75 —77∙824 平衡态 3∙31 —80∙812 1∙18 —80∙812 780 初始态 1∙75 —90∙440 1∙75 —83∙092 平衡态 2∙45 —87∙244 1∙06 —87∙244 按照 Fick 定律‚除了化学势梯度外‚扩散系数 对扩散速率有较大影响．C、Mn 元素在两相中的扩 散系数不同将导致扩散控制因素的变化．假定合金 元素浓度对扩散系数的影响可以忽略‚那么扩散系 数与温度的关系可以由 Arrhenius 方程表示为： D m p （ T）＝ D m 0pexp（— Q m p／RT） （1） 式中：m 代表合金元素‚p 代表相‚Q 为扩散激活能‚ R 为气体常数‚T 为热力学温度‚D0 为比例系数． 第8期 邝 霜等： Fe－C－Mn 系冷轧双相钢两相区奥氏体化过程模拟 ·859·