·196 北京科技大学学报 第35卷 分别研究了化学成分（质量分数）为Fe0.178C 子显微镜(SE)观察其显微组织，并通过定量金相 1.70Si-1.55Mn和Fc-0.155C-0.024Si-1.75Mm(与本文 测量试样组织中马氏体的体积分数，即相应温度下 成分很相近)的低碳钢奥氏体化过程，发现杠杆 生成的奥氏体体积分数. 定律计算的结果与定量金相结果很接近.Oh等5] 考虑C的再分配过程研究了化学成分（质量分数） 2实验结果及分析 为Fe(0.150.2)C-1.50Si-1.50In和Fe(0.150.2)C- 2.1轧向和横向热膨胀曲线的比较 1.50Si-1.50Mm-0.50Cu的TRIP钢两相区奥氏体化 图1为实验测得的试样膨胀量与温度的关系， 过程，结果显示直接运用杠杆定律计算的奥氏体体 轧向与横向为热膨胀试样的取样方向.冷轧板的各 积分数与考虑C分配时计算的奥氏体体积分数误 向异性使在两个方向上的热膨胀曲线有··定区别 差在4%以内.S可以提高C在奥氏体中的活度， 在温度超过550℃后，轧向和横向的热膨胀曲线基 促进C从铁素体向奥氏体转移1，因此Si是促进 本平行，因此由杠杆定律计算的奥氏体相变动力学 两相区C分配的元素；Nb是强碳化物形成元素，可 相同，后续相变动力学的计算均采用550950℃轧 以有效抑制C的扩散.本文钢中Si的含量较低，且 向的热膨胀数据.图2中实线为实际测量的热膨胀 添加了少量的Nb,因此杠杆定律的计算误差会更 曲线.试样的初始组织为冷轧态的铁素体+珠光体， 低.基于上述分析，本文直接运用杠杆定律计算冷 铁素体的热膨胀系数恒定，而渗碳体的热膨胀系数 轧双相钢奥氏体的等时相变动力学 随温度变化2.由于渗碳体的数量很少，在0℃ 1实验材料及方法 ~TA1的温度区间内，渗碳体的存在并没有明显 改变热膨胀曲线的线性关系，见图2，因此，分别 实验用钢的化学成分范围为（质量分数）： 对550℃~TAc1的温度区间和TA3~950℃的温 C,0.140.17:Si,0.500.60:In,1.82.2:Cr, 度区间内的热膨胀曲线进行线性拟合，拟合所得到 0.500.60,Nb,0.060.08:其余为Fe.铸锭被锻造成 的铁素体+渗碳体和奥氏体的热膨胀系数分别为 60mm×80mm×120mm锻坯，然后在试验轧机上经 1.71×10-5K-1和1.95×10-5K-1.在图2中，AC 6道次轧制成5mm的热轧板（经测量，实际厚度为 代表两相区任一温度，此温度下奥氏体的体积分数 4.86mm.热轧板经酸洗后分别冷轧至1.0、1.6和 为X,LAB和LAC分别为线段AB和.IC的长度、 2.2mmn,冷轧压下率分别为54.7%、67.1%和79.4%. 根据杠杆定律（具体计算原理见文献[5-）可得奥 由于退火工艺可以在较大的范围内变化，冷轧板经 氏体的体积分数X,=LAB/LA 合适的退火工艺后屈服强度为463912MPa,抗拉 强度为1021~1209MPa,伸长率为7%~19%. 0.015 热膨胀试样从冷轧板上沿轧制方向切取，试样 1.012 尺寸为5mm×10mm×t,t为冷轧板厚度.热膨胀 三0.009 5501, 曲线的测定在DIL805A膨胀仪上进行.其工艺为： ①将冷轧压下率为54.7%、67.1%和79.4%的试样以 ◆ 8℃s-1的速度加热到950℃：2将冷轧压下率为 0.003 鲁一轧问 横向 67.1%的试样分别以1、8和15℃s1的速度加热 00- 到950℃.每个工艺重复三次，取其平均值作为后 0 20 400i0)NH)1(00 续计算的热膨胀数据.由于冷轧板可能存在一定的 温度： 各向异性，从冷轧压下率为67.1%的冷轧板上沿横 图1轧向与横向热膨胀曲线的比较 向切取一个热膨胀试样，并以8℃s1的加热速度 Fig.1 Comparison of expansion curves between the rolling 加热到950℃，用于对比轧向和横向试样热膨胀曲 direction and the transverse direction 线的不同 2.2不同温度淬火的金相组织 为了验证杠杆定律计算奥氏体等时相变动力 冷轧压下率为671%的试样以8℃s的速 学的可靠性，在Gleeble--l500热/力模拟机上将冷 度分别加热到740、770和800℃水淬后的金相组 轧压下率为67.1%的试样以8℃s1的加热速度分 织如图3所示.可以看出，随着加热温度的提高， 别加热到740、770和800℃后立即水淬，使相应温 奥氏体（图中马氏体）的体积分数增加.加热到740 度下生成的奥氏体全部转变为马氏体.金相试样采 ℃时，铁素体未完成再结晶，但珠光体中渗碳体明 用4%硝酸酒精侵蚀，采用LEICA S440i型扫描电 显球化，组织中已基本不存在片层状的珠光体特征