增刊1 赵征志等：Mn和Si对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 ·135· 射线衍射分析软件进行寻峰处理，并计算衍射峰角 试验用钢加热和冷却过程中的温度一膨胀量曲线， 度、半高宽和积分强度，选择奥氏体的{200}、 利用切线法测量不同成分体系试验用钢的相变点， {220}、{311}衍射线以及铁素体{200}、{211}的衍 如图3和表2所示.从图3(a)中可以看出，1"钢的 射线，利用式(1)和式(2)分别计算残余奥氏体的体 Acl和Ac3点最低，其次是2"钢，3"钢的Acl和Ac3 积分数及其碳质量分数0-山 点最高，这主要是与Si提高Acl和Ac3点和Mn降 低Acl和Ac3点有关.而Si对Ms点的影响较小，C V,=1K。+1K (1) 和Mn元素的影响较大，显著降低Ms点和Mf点，因 式中：V,为残余奥氏体的体积分数，I,为奥氏体 此，虽然1"和2"钢的Si含量不同，但Ms点和Mf点 {200}、{220}、{311}晶面衍射峰的积分强度，I.为 比较接近，但3钢的Mn含量相对较低，因此Ms点 铁素体{200}、{211}晶面衍射峰的积分强度，K.、K, 和Mf点偏高，分别为388℃和269℃.图3(b)为 分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数 0.05℃·s1冷却速度下的温度-膨胀量曲线，从图 C,=(a,-0.3547)/0.00467 (2) 中可以看出，在慢冷速下，奥氏体发生了非马氏体转 式中：C,为残余奥氏体中碳的质量分数，%；a,为残 变，对于低Si高Mn的1"钢，主要发生了贝氏体转 余奥氏体{220}的晶格常数，nm 变，开始和终了温度分别为513℃和369℃.对于高 Si高Mn的2"钢，也主要为贝氏体转变，由于Mn的 2实验结果及分析 作用，均并未出现铁素体组织：而对于高Si低Mn的 2.1相变点的测定和分析 3"钢，奥氏体相对不稳定，在0.05℃·s的冷却速度 根据DL805A热膨胀仪输出了不同成分体系 下，即出现了铁素体转变，Fs点为632℃. 140(间 Ac,=699℃ 140 b 120 -1 AC,=681℃、 120 c,=863℃ 100 2 100 Ac,=686E 80 80 AC,=849℃ ,60 60 F=632℃ 40 Ac,-793℃ .Mf=269℃ Bf=417℃ 20 B-369℃- 20 04 26 ~Bg=528℃ -Ms=388℃ 0 Bs=513℃ -20 Bf=403℃ Bs-469℃ -40 Mf=259℃ -Ms=368℃ -20 -Ms=365 60 200 400 600 800 10001200 -40 0 200 400 600 8001000 温度℃ 温度℃ 图3试验钢加热和不同冷却速度下的温度-膨胀量曲线.(a)30℃·s1:(b)0.05℃·s1 Fig.3 Thermal dilatation curves of the tested steels in heating and at different cooling rates:(a)30 C.s!;(b)0.05 C's-! 表2试验用钢的相变点 显微组织.可以看出，Si、Mn元素对热轧板的显微 Table 2 Phase transformation point of tested steels 组织影响较大2-)，对于低Si高Mn的1·钢，在卷 试验用钢Ac1 Ac3 Fs Bs Bf Ms Mf 取保温过程中，由于M的作用，稳定了奥氏体，抑 1 681 793 513 369368 262 制了铁素体相变，在后续随炉冷的过程中，奥氏体转 2 686 849 469 403365 259 变成了粒状贝氏体组织，且组织中可能有少量马氏 3 699 863 632 528417 388269 体存在，如图4(a)和5(a)所示.对于高Si高Mn 的2"钢，与1"钢类似，模拟卷取的过程中，由于Mn 综上所述，相变点是制订工艺路线和选择工作参 稳定奥氏体作用，使奥氏体分解温度降低。随后奥 数的重要理论基础，试验中测得了试验钢相变点，据 氏体分解过程中，由于S的作用，抑制了碳化物的 此，试验制定了热轧终轧温度900℃，卷取温度650℃. 析出，在形成贝氏体的过程中，使部分固溶C向未 对分析试验钢组织转变也有一定的指导意义 转变的奥氏体中扩散，增加了奥氏体的稳定性.这 2.2显微组织 部分稳定奥氏体在随后冷却过程中，有的继续发生 图4和图5为不同成分体系试验钢板热轧后的 相变，形成马氏体的，其透射照片如图6(a)所示，增刊 1 赵征志等: Mn 和 Si 对中锰热轧高强钢组织和性能的影响 射线衍射分析软件进行寻峰处理，并计算衍射峰角 度、半高宽和积分强度，选 择 奥 氏 体 的 { 200 } 、 { 220} 、{ 311} 衍射线以及铁素体{ 200} 、{ 211} 的衍 射线，利用式( 1) 和式( 2) 分别计算残余奥氏体的体 积分数及其碳质量分数［10--11］． Vγ = IγKα IγKα + Iα Kγ ． ( 1) 式中: Vγ 为残余奥氏体的体积分数，Iγ 为 奥 氏 体 { 200} 、{ 220} 、{ 311} 晶面衍射峰的积分强度，Iα为 铁素体{ 200} 、{ 211} 晶面衍射峰的积分强度，Kα、Kγ 分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数． Cγ = ( aγ － 0. 3547) /0. 00467． ( 2) 式中: Cγ为残余奥氏体中碳的质量分数，% ; aγ为残 余奥氏体{ 220} 的晶格常数，nm． 2 实验结果及分析 2. 1 相变点的测定和分析 根据 DIL 805A 热膨胀仪输出了不同成分体系 试验用钢加热和冷却过程中的温度--膨胀量曲线， 利用切线法测量不同成分体系试验用钢的相变点， 如图 3 和表 2 所示． 从图 3( a) 中可以看出，1# 钢的 Ac1 和 Ac3 点最低，其次是 2# 钢，3# 钢的 Ac1 和 Ac3 点最高，这主要是与 Si 提高 Ac1 和 Ac3 点和 Mn 降 低 Ac1 和 Ac3 点有关． 而 Si 对 Ms 点的影响较小，C 和 Mn 元素的影响较大，显著降低 Ms 点和 Mf 点，因 此，虽然 1# 和 2# 钢的 Si 含量不同，但 Ms 点和 Mf 点 比较接近，但 3# 钢的 Mn 含量相对较低，因此 Ms 点 和 Mf 点偏高，分别为 388 ℃ 和 269 ℃ ． 图 3( b) 为 0. 05 ℃·s － 1 冷却速度下的温度--膨胀量曲线，从图 中可以看出，在慢冷速下，奥氏体发生了非马氏体转 变，对于低 Si 高 Mn 的 1# 钢，主要发生了贝氏体转 变，开始和终了温度分别为 513 ℃和 369 ℃ ． 对于高 Si 高 Mn 的 2# 钢，也主要为贝氏体转变，由于 Mn 的 作用，均并未出现铁素体组织; 而对于高 Si 低 Mn 的 3# 钢，奥氏体相对不稳定，在0. 05 ℃·s － 1 的冷却速度 下，即出现了铁素体转变，Fs 点为 632 ℃ ． 图 3 试验钢加热和不同冷却速度下的温度--膨胀量曲线． ( a) 30 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 Fig． 3 Thermal dilatation curves of the tested steels in heating and at different cooling rates: ( a) 30 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 表 2 试验用钢的相变点 Table 2 Phase transformation point of tested steels 试验用钢 Ac1 Ac3 Fs Bs Bf Ms Mf 1# 681 793 — 513 369 368 262 2# 686 849 — 469 403 365 259 3# 699 863 632 528 417 388 269 综上所述，相变点是制订工艺路线和选择工作参 数的重要理论基础，试验中测得了试验钢相变点，据 此，试验制定了热轧终轧温度 900 ℃，卷取温度 650 ℃． 对分析试验钢组织转变也有一定的指导意义． 2. 2 显微组织 图 4 和图 5 为不同成分体系试验钢板热轧后的 显微组织． 可以看出，Si、Mn 元素对热轧板的显微 组织影响较大［12--13］，对于低 Si 高 Mn 的 1# 钢，在卷 取保温过程中，由于 Mn 的作用，稳定了奥氏体，抑 制了铁素体相变，在后续随炉冷的过程中，奥氏体转 变成了粒状贝氏体组织，且组织中可能有少量马氏 体存在［14］，如图4( a) 和5( a) 所示． 对于高 Si 高 Mn 的 2# 钢，与 1# 钢类似，模拟卷取的过程中，由于 Mn 稳定奥氏体作用，使奥氏体分解温度降低． 随后奥 氏体分解过程中，由于 Si 的作用，抑制了碳化物的 析出，在形成贝氏体的过程中，使部分固溶 C 向未 转变的奥氏体中扩散，增加了奥氏体的稳定性． 这 部分稳定奥氏体在随后冷却过程中，有的继续发生 相变，形成马氏体［15］，其透射照片如图 6( a) 所示， ·135·