C-Mn钢冷轧薄板等温退火微观组织演变

郭俊锋，周旭东，王顺兴，李 俊，王 健

(1.河南科技大学 材料科学与工程学院，河南 洛阳 471023;2.宝山钢铁股份有限公司研究院，上海 201900)



C-Mn钢冷轧薄板等温退火微观组织演变

郭俊锋1，周旭东1，王顺兴1，李 俊2，王 健2

(1.河南科技大学 材料科学与工程学院，河南 洛阳 471023;2.宝山钢铁股份有限公司研究院，上海 201900)

利用光学显微镜，探讨等温退火工艺中退火温度和保温时间对C-Mn钢组织的影响，尤其是对铁素体再结晶、魏氏体和托氏体相变的影响。研究结果表明:加热温度在750 ℃以下时，以铁素体回复再结晶为主，退火温度升高及保温时间延长均能增加铁素体再结晶程度，但晶粒长大不明显。退火温度在850 ℃以上时，相变发生在冷却过程中，以魏氏体、托氏体相变为主，且保温过程中奥氏体晶粒越大，冷却时魏氏体和托氏体转变量越多，铁素体含量越少。

退火温度；显微组织；回复再结晶

0 引言

冷轧薄板具有清洁的外观、易涂镀加工及较高的冲压性能等优点，因此广泛应用于汽车、建材、涂镀钢板和家电制造等领域[1]。同时，由于轻量化、高强度产品概念的普及，生产中对冷轧薄板的质量要求不断提高[2]。退火处理是冷轧钢板到成品板过程中必不可少的工序，而退火期间钢板组织中再结晶及组织的变化直接影响到成品板的组织和性能[3-4]。

关于冷却速度对退火组织的影响相关研究较多[5-7]，但退火温度及保温时间对组织变化的影响研究较少。本文以某厂生产的C-Mn钢冷轧薄板为研究对象，研究了退火温度和保温时间对组织的影响，并分析了组织转变机理，为制定退火工艺提供参考。

1 试验材料和方法

试验所用材料为厚度1.2 mm的C-Mn钢冷轧薄板，其主要化学成分见表1。用线切割的方法切取试样，试样长、宽、高分别为10.0 mm×70.0 mm×1.2 mm。

表1 C-Mn钢化学成分(质量分数) %

试验在Gleeble-1500D热模拟试验机上进行，等温退火工艺如图1所示，将试样快速加热至退火温度T并保温一定时间t后，以50 ℃/s的冷速冷却至室温。具体工艺参数为：加热温度分别取550 ℃、650 ℃、750 ℃、850 ℃、950 ℃，保温时间分别取1 s、2 s、5 s、10 s、20 s、50 s、100 s、200 s、500 s、1 000 s。将热处理后的试样进行研磨、抛光，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液侵蚀，制备成金相试样，在OLYMPUSPMG3型倒置式光学金相显微镜上进行组织观察。

通过面积测量室温组织含量，具体方法(以铁素体为例)为：运用Photoshop软件对金相照片进行处理，精确选取铁素体区域并将色阶调为最高值；再“反向选择”选取其余区域并将色阶调为较低值；最后利用Photoshop软件中的直方图得到高色阶铁素体区域的像素数量，除以图片总像素的数量即为铁素体含量的百分比。

2 试验结果及分析

2.1 原始组织观察

图2为C-Mn钢原始金相组织，组织形貌为形变铁素体和珠光体，形态是典型纤维状织构冷轧组织，组织为形变铁素体，晶粒沿轧向伸长。

图1 等温退火工艺图图2 C⁃Mn钢原始显微组织

2.2 退火温度对组织的影响

试验钢为冷轧薄板，经冷加工塑性变形后内部储存了大量的储存能，在热力学上处于非稳定的亚稳定结构。在加热过程中，金属原子获得足够的活动能力，克服亚稳定状态和稳定状态的位垒，金属自发的由冷轧畸变组织状态恢复到变形前的稳定无畸变组织状态，即发生回复再结晶。加热温度在奥氏体化以上时才发生相变。

利用光学显微镜对不同退火温度下保温1 000 s后，以50 ℃/s冷却至室温的试样进行金相组织观察，结果如图3所示。

图3 不同退火温度下保温1 000 s后，以50 ℃/s冷却至室温的试样组织

根据显微组织形态学以及文献[8-9]可知：图3中组织共有白色的铁素体、黑色的珠光体、灰色的托氏体(极细片状珠光体)和片条状魏氏体；其中，铁素体为主要组织，托氏体和魏氏体仅在完全奥氏体化后生成。图3a为退火温度550 ℃时的金相照片，经1 000 s保温后铁素体晶粒只有极少量呈等轴晶，冷轧纤维明显存在。其原因是温度较低，组织变化主要为点缺陷的运动，即间隙原子或空位移动到晶界或位错处消失，间隙原子与空位的相遇复合，因此仅发生缓慢的铁素体晶粒回复再结晶。图3b为退火温度650 ℃时的金相照片，温度的升高使原子活动能力增强，增加了铁素体晶粒回复再结晶速度，经1 000 s保温后已基本完成再结晶。图3c为退火温度750 ℃时的金相照片，在此温度下，原子能力进一步增强，不但同一滑移面上异号位错互相消除，而且不同滑移面上位错还可以攀移和交滑移，从而互相抵消或重新排列成一种能量较低的状态，经过无畸变晶核和可移动的大角度晶界的形成及其后的晶界移动，形成了新的等轴晶晶粒组织，经1 000 s保温后完全再结晶，晶粒均匀。图3d和图3e分别为退火温度850 ℃和950 ℃时的金相照片，此温度下组织已经完全奥氏体化，保温过程中组织变化为奥氏体晶粒再结晶及长大，在50 ℃/s的冷速下，首先沿原奥氏体晶界析出网状铁素体，然后析出片状铁素体向奥氏体晶内沿有利的界面平行长大形成魏氏体组织，其余奥氏体在较大的过冷度下共析生成极细片片层状珠光体，即托氏体组织。且越大的奥氏体晶粒越能够促进魏氏体组织形成，越利于托氏体转变发生。利用面积测量铁素体组织含量(面积分数)[10-11]，测量结果如表2所示。

表2 铁素体含量和退火温度关系

由表2可知：退火温度低于750 ℃时，铁素体含量很高，且随温度增高而有所增加；当加热温度达到850 ℃时，铁素体含量迅速降低，取而代之的是托氏体。其原因是退火温度为550 ℃、650 ℃、750 ℃时(见图3a～图3c)，低于共析转变温度，在保温过程中仅发生铁素体回复再结晶，故退火温度低时铁素体为主要组织。当退火温度为850 ℃、950 ℃时(见图3d和图3e)，组织完全奥氏体化，奥氏体晶粒在1 000 s保温过程中充分长大，冷却时先共析铁素体在奥氏体晶界形核并长大，与铁素体晶核接壤的奥氏体内碳浓度不断增加，致使铁素体相变所需驱动力增加。因此，铁素体晶核将只能通过共格界面呈片条状向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大，形成魏氏体组织，并促进剩余奥氏体组织在更低的相变温度下向托氏体组织转变。

2.3 时间对组织的影响

不同退火温度下组织转变类型不同，主要有铁素体回复再结晶和奥氏体回复再结晶及相变。故选择典型温度750 ℃和850 ℃分析时间对组织的影响。

2.3.1 750 ℃时不同保温时间下组织转变

图4是退火温度为750 ℃时保温不同时间后试样的组织。图4a为保温1 s后室温金相照片，铁素体晶粒部分发生回复再结晶，但冷轧纤维方向依然明显。图4b为保温50 s后金相照片，随着保温时间的增长，铁素体回复再结晶程度增加，新旧相之间的关系被破坏，冷轧织构带状组织逐渐被消除。图4c为保温500 s后金相照片，铁素体再结晶已完成，组织均匀，且由于珠光体对铁素体晶粒起到钉扎作用，限制了铁素体晶粒的长大，所以随着保温时间增长，铁素体晶粒再结晶程度增加，但长大不明显。

图4 750 ℃时保温不同时间后，以50 ℃/s冷却至室温的试样组织

2.3.2 850 ℃时不同保温时间下组织转变

图5是加热温度为850 ℃时保温不同时间后试样的组织。图5a为保温1 s后室温金相照片，升温过程中铁素体晶粒回复再结晶已经明显，且由于保温时间过短，因此室温组织为均匀、等轴铁素体晶粒。图5b为保温50 s后室温金相照片，随着保温时间的增长，奥氏体回复再结晶程度增加，均匀化提高，冷却过程中铁素体先在奥氏体晶界处形核长大，与铁素体晶核接壤的奥氏体内碳浓度不断增加，致使铁素体相变所需驱动力增加。因此，铁素体晶核将只能通过共格界面呈片条状向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大，形成魏氏体组织，并促进剩余奥氏体组织在更低的相变温度下向托氏体组织转变。图5c为保温500 s后室温金相照片，长时间保温使奥氏体晶粒长大明显，在冷却过程中更易于魏氏体组织形成及托氏体转变发生，室温组织中铁素体含量明显减少。

图5 850 ℃时保温不同时间后，以50 ℃/s冷却至室温的试样组织

利用面积测量铁素体组织含量(面积分数)，测量结果如表3所示。由表3可知：铁素体含量随保温时间的增长而快速减少，最终稳定在40%左右。其原因是随着保温时间的增加，奥氏体晶粒逐渐长大，促进魏氏体组织的形成，伴随着魏氏体组织的形成存在明显的碳原子扩散，促使其余奥氏体转变为托氏体。

表3 铁素体含量和保温时间关系

2.4 组织演变机理

钢被加热到奥氏体相区，先共析铁素体和渗碳体将溶入奥氏体中[12]。由于试验钢加热速度较快(200 ℃/s)，短时保温时，碳原子、铁原子扩散程度较低，奥氏体均匀程度较低，故而室温组织仍以铁素体为主[13]。随着保温时间的增加，碳原子、铁原子等沿晶界、相界、位错等缺陷快速扩散，奥氏体逐渐均匀化。在冷却过程中，按照系统科学的自组织理论[14]，系统远离平衡态，必然出现随即涨落。过冷奥氏体达到一定过冷度，将出现贫碳区和富碳区的涨落，加上随即出现的结构涨落和能量涨落，一旦满足形核条件时，则在贫碳区架构铁素体核坯的同时，在富碳区架构渗碳体(或碳化物)的核坯，两者共析生成，共同组成一个珠光体的晶核(Fe+Fe3C)。铁素体片和Fe3C片将同时长大，并使各自旁侧的奥氏体中碳浓度发生不同的变化趋势。铁素体旁侧的奥氏体中，碳原子逐渐增加，有利于渗碳体的形成；渗碳体旁侧的奥氏体中碳原子不断减少，有利于铁素体的再形成；这样轮流出现珠光体不断长大。由于共析生成珠光体时过冷度较大，产生了极细片状珠光体，即托氏体。

3 结论

(1)加热温度≤750 ℃时，相变发生在保温期间，以铁素体回复再结晶及长大为主，随退火温度升高，完全再结晶所需时间减少，铁素体长大不明显。退火温度≥850 ℃时，相变发生在冷却过程中，以魏氏体、托氏体相变为主。

(2)保温时间的增长能够加大再结晶程度及相转变量，充分的保温时间使组织趋向于稳定、均匀。

(3)由于高温保温时奥氏体晶粒充分长大，冷却时发生魏氏体相变，并产生了托氏体(极细片珠光体)。

[1] 时旭.薄带钢冷轧过程的弹塑性有限元模拟[D].沈阳:东北大学,2005.

[2] 李攀.薄板冷连轧关键工艺参数优化[D].天津:天津理工大学,2013.

[3] 李激光,黄海亮,赵堃,等.退火时间对热轧超细晶亚稳钢组织和性能的影响[J].材料热处理学报,2014,35(5):131-136.

[4] 李彬坡,刘鹏,赵宝中,等.退火处理对P91钢管TIG焊接头组织结构及性能的影响[J].电焊机,2014,44(6):119-122.

[5] 成生伟,田文怀,周杰.退火温度对电铸Ni-W合金组织及硬度的影响[J].河南科技大学学报:自然科学版,2013,34(1):1-4.

[6] Shanmugama S,Ramisettib N K,Misra R D K,et al.Effect of Cooling Rate on the Microstructure and Mechanical Properties of Nb-microalloyed Steels[J].Materials Science and Engineering A,2007,460:335-343.

[7] Gajda B,Lis A K.A Study of Microstructure and Phase Transformations of C-Mn-Al-Si TRIP Steel[J].Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering,2008,31(2):646-653.

[8] 任颂赞,张静江,陈质如,等.钢铁金相图谱[M].上海:上海科学技术文献出版社,2003:1-38.

[9] Krielaart G P,Zwaag S V.Simulations of Proeutectoid Ferrite Formation Using a Mixed Control Growth Model[J].Materials Science and Engineering A,1998,246(1/2):104-116.

[10] 康继.奥氏体及双相不锈钢铁素体含量测定方法探讨[J].大型铸锻件,2010,32(5):42-44.

[11] 秦华,马喜龙,胡传顺,等.基于数点和Photoshop像素法双相钢堆焊层铁素体含量测定[J].辽宁石油化工大学学报,2013,33(2):76-79.

[12] 张均生,蔡庆伍,武会宾,等.两段式冷却对C-Mn钢奥氏体中温转变的影响[J].材料热处理学报,2014,35(1):98-102.

[13] 岳慎伟,刘瑞莉,王文焱,等.奥氏体化温度和时间对Cr5钢组织和性能的影响[J].河南科技大学学报:自然科学版,2014,34(1):4-8.

[14] 刘宗昌.钢中相变的自组织[J].金属热处理,2003,28(2):13-17.

国家特大型轴类锻件损伤控制及工艺参数稳健优化方法研究基金项目(51072240)

郭俊锋(1988-),男,河南淮阳人,硕士生;周旭东(1963-),男,辽宁凌海人,教授,博士后,硕士生导师,主要从事金属塑性成形数值模拟与物理模拟等方面的研究.

2014-12-08

1672-6871(2015)04-0009-05

TG156.2

A