DP590钢连续冷却过程中的相变规律

熊自柳，刘宏强，史 远，胡加佳，代永娟

（1.河北钢铁技术研究总院，石家庄050000；2.河北科技大学，石家庄050000）

0 引 言

冷轧双相钢主要通过控制冷轧后的连续退火工艺来控制组织比例、结构与形貌等，进而达到相变强化、沉淀强化、位错强化的目的［1-2］。在所有强化机理之中，相变强化是双相钢最主要的强化机理，通过控制不同硬质相马氏体、贝氏体的组成以及硬质相与软质相（铁素体）的比例等，可以实现高强度与高韧性的配合［3-4］。双相钢在连续退火过程中主要通过控制两相区的加热温度、冷却速率等参数调节组织［5-6］。两相区加热温度的高低影响两相区中铁素体与奥氏体的比例［7］，两相区中奥氏体的比例不同，则奥氏体中的碳含量不同，从而导致奥氏体热稳定性的差异，进而对冷却至室温后的组织有影响［8-9］；不同的冷却速率控制着两相区中奥氏体冷却到室温时的组织类型，从而影响双相钢的组织与力学性能。

抗拉强度为590MPa级别的双相钢由软相铁素体和硬相马氏体组成，国外已经能够将其大规模应用于汽车板，而我国虽然已经能够生产DP590钢，但产量有限，而且其组织和力学性能的稳定性也有待提高。在不同工艺条件下，控制双相钢组织与力学性能的关键技术还未被大多数钢铁企业完全掌握，需要进行更深入的研究。鉴于此，作者将DP590钢加热至不同温度保温后以不同的冷速冷至室温，研究了该钢的CCT曲线以及加热温度对相变规律的影响，为该钢选择优化的连续退火工艺路线提供一定指导。

1 试样制备与试验方法

试验材料为某公司生产的DP590钢铸坯，其主要化学成分（质量分数/%）为0.08C，0.40Si，1.60 Mn，0.01P，0.0013S，余Fe。

将铸坯切割成φ4mm×10mm的试样，然后将其置于DIL805L型膨胀仪中，以10℃·s-1的加热速率分别加热至800，820，1 000 ℃，保温90，150s后分别以0.5，1，7，15，30，45，60，80，100，150℃·s-1的冷速冷却至室温，通过测膨胀曲线来测过冷奥氏体的连续冷却转变（CCT）曲线。

在Imager.M2m型光学显微镜上观察显微组织，采用其定量金相软件分析系统测定加热至820，1 000℃时的组织成分。

2 试验结果与讨论

2.1 奥氏体转变量与加热温度的关系

由图1（a）可见，DP590钢Ac1和Ac3相变点温度分别为759℃和899℃。DP590钢两相区温度跨度为140℃，加热至759～899℃范围内能得到铁素体和奥氏体的两相组织，且随着两相区加热温度的升高，两相区中的奥氏体含量增多，铁素体含量减少。为了研究不同温度下奥氏体转变量的多少，将奥氏体开始转变之前以及转变结束之后的膨胀曲线分别作延长线，分别过 B1（800 ℃）、B2（820 ℃）、B3（866℃）作平行于纵轴的直线，它们分别与两延长线交于 A1、A2、A3点和 C1、C2、C3点，则 A1B1/A1C1，A2B2/A2C2，A3B3/A3C3分别表示 B1、B2、B3温度下奥氏体的体积分数［10］。由此可知，800，820，866℃时奥氏体的体积分数分别为12.5%，17.1%，50%，且奥氏体相变结束时（899℃）奥氏体的转变量为100%。可见，在加热过程中，随着温度的升高，奥氏体的转变量呈加速增大的趋势。

图1 DP590钢加热至不同温度后以0.5℃·s-1冷速冷却的热膨胀曲线Fig.1 Thermal dilation curves of DP590steel after heating to different temperatures and colling with cold rate of 0.5 ℃·s-1

由图1（b）可见，在820℃保温之前的热膨胀曲线与图1（a）基本一致，膨胀量（图中的BC段）为-6.29nm，但在等温过程中试样发生膨胀，膨胀量（图中的CD段）为-15.3nm，该膨胀量全由奥氏体相变产生，而非由热胀冷缩产生。加热过程中生成奥氏体的体积分数为17.1%，保温过程中生成的为17.1%×15.3/6.29＝41.6%。可见，加热至两相区（820℃）保温后，奥氏体的体积分数为17.1%＋41.6%＝58.7%，此时两相组织中还包括41.3%（体积分数）的铁素体。

2.2 静态CCT曲线

从图2（a）可以看出，静态CCT曲线将不同冷却速率下DP590钢的室温组织分为三个区域。其一，冷却速率在0.5～15℃·s-1范围内获得铁素体和珠光体（F＋P）组织，且铁素体、珠光体开始与结束转变温度均随着冷却速率的提高而降低；其二，冷却速率超过15℃·s-1时，组织中出现贝氏体（B）组织；其三，冷却速率较高时（约30℃·s-1）出现马氏体组织，但贝氏体结束转变温度与马氏体（M）开始转变温度较难界定，在CCT曲线图中仍用一条曲线表示。

图2 DP590钢加热到不同温度保温不同时间后以不同冷速冷至室温的静态CCT曲线Fig.2 Static CCT curves of DP590steel after holding at different temperatures for different times and cooling to room temperature at different colling rates

对比分析 DP590钢在1 000，820，800℃下的CCT曲线可以发现，DP590钢在冷却过程中的相变规律基本相似，都是由铁素体和珠光体以及铁素体、珠光体、贝氏体还有铁素体、贝氏体、马氏体等区域组成，铁素体、珠光体相变开始与结束转变温度随冷却速率变化的趋势相似，但存在一定差异，主要表现为：当加热温度降低时，珠光体区右移，珠光体的临界转变冷却速率降低，贝氏体转变孕育期延长，即贝氏体转变结束温度、马氏体转变开始温度降低；马氏体与贝氏体相变区域分离，马氏体开始转变温度随冷却速率的增大而升高。

加热温度对CCT曲线的影响规律与加热状态下奥氏体的稳定性有关，试样加热到两相区的过程中，珠光体中的碳向奥氏体中扩散，达到平衡时形成铁素体与奥氏体的两相组织。钢中的碳主要集中在奥氏体中，铁素体中仅含有不到0.021 8%（质量分数）［11］。可见，奥氏体中的碳含量与奥氏体的体积分数成反比。试样在两相区保温的温度越高，达到相平衡后奥氏体含量越高，则奥氏体中的碳含量就越低，从而导致奥氏体的热力学稳定性越差，在冷却过程中越易发生珠光体相变，马氏体开始相变的温度越高。

双相钢加热到两相区时，钢中的碳含量为铁素体和奥氏体中碳含量之和，如式（1）所示，在已知铁素体含量与奥氏体含量的情况下可以用式（2）计算奥氏体中的碳含量。

w（C）DP＝φF×w（C）F＋φA×w（C）A（1）

w（C）A＝［w（C）DP-φF×w（C）F］/φA（2）

式中：w（C）DP为双相钢中碳的质量分数；φF为铁素体的体积分数；w（C）F为铁素体中碳的质量分数（近似为0.021 8%）；φA为奥氏体的体积分数；w（C）A为奥氏体中碳的质量分数。

根据以上公式可以得到加热温度对两相区中奥氏体碳含量及Ms点的影响，如表1所示。可见，奥氏体的热力学稳定性与Ms点成反比，且与奥氏体中的碳含量直接相关［8］。

表1 加热温度对两相区奥氏体热力学稳定性及Ms点的影响Tab.1 Effects of heating temperature on the thermal stability of austenite in two phases regions and Mstemperature

2.3 显微组织

将图3、图4与静态CCT曲线对比后可以发现，按照热膨胀法与金相法确定的DP590钢以不同冷却速率冷至室温的显微组织相同。随着冷却速率的增加，冷却过程中析出的铁素体越来越少，这与铁素体析出开始/结束温度随冷却速率增大而降低的趋势相一致，可见冷却速率增大后铁素体的析出得

到了抑制；在铁素体和珠光体区域（F＋P），珠光体含量随着冷却速率的增大而减少，在铁素体和马氏体区域（F＋M），马氏体含量随着冷却速率的增大而增多。可见，随着冷却速率的增大，珠光体的析出得到了抑制，而马氏体的析出动力得以增强。此外，加热至820℃时，在相同的冷却速率下形成的马氏体板条更加细小。

图3 DP590钢加热至1 000℃保温90s后在不同冷速下冷至室温的显微组织Fig.3 Microstructure of DP590steel after holding at 1 000 ℃for 90sand cooling to room temperature at different colling rates

图4 DP590钢加热至820℃保温150s后在不同冷速下冷至室温的显微组织Fig.4 Microstructure of DP590steel after holding at 820 ℃ for 150sand cooling to room temperature at different colling rates

加热至1 000℃和820℃时静态CCT试样显微组织的构成如表2和表3所示。加热至1 000℃时，试样中的铁素体全部在冷却过程中形成，加热至820℃时，试样中的铁素体包括加热保温过程中没完成相变的铁素体和冷却过程中析出的铁素体。对比分析表2和表3可以发现，加热至820℃时，冷却过程中析出的铁素体和马氏体均明显少于加热至1 000℃时析出的铁素体和马氏体。这是因为，加热至820℃时，奥氏体的稳定性较高，使得马氏体的析出变得困难。

表2 DP570钢加热至1 000℃保温90s后以不同冷速冷至室温时的显微组织构成Fig.2 Microstructure constitute of DP570steel after holding at 1 000 ℃for 90sand cooling to room temperature at different cooling rates

表3 DP570钢加热至820℃保温150s后以不同冷速冷至室温时的显微组织构成Fig.3 Microstructure constitute of DP570steel after holding at 820 ℃for 90sand cooling to room temperature at different cooling rates

3 结 论

（1）DP590钢Ac1和Ac3相变点温度分别为759℃和899℃；随着加热温度的升高，奥氏体的转变量呈加速增大的趋势。

（2）DP590钢的静态CCT曲线可分为三个区域，冷却速率在0.5～15℃·s-1范围内获得铁素体和珠光体组织；冷却速率超过15℃·s-1时，出现贝氏体组织；冷却速率较高时（约30℃·s-1）出现马氏体组织。

（3）当加热温度降低时，珠光体区右移，珠光体的临界转变冷却速率降低，贝氏体转变孕育期延长，马氏体开始转变温度降低；马氏体与贝氏体相变区域分离，马氏体开始转变温度随着冷却速率的增加而升高。

（4）随着冷却速率增加，铁素体、珠光体的析出得到抑制，马氏体析出动力增加；与加热至820℃相比，加热至1 000℃、在相同冷速下冷却至室温的组织中，铁素体含量更高，马氏体板条更加细小。

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