200℃左右进行非常短时间的回火处理（通常1min）。采用这种工艺生产的双相钢，由于合金元素不高，钢板本身价格便宜，同时钢板具有良好的成形性、高的烘烤硬化性、室温抗时效稳定性以及良好的点焊性和耐腐蚀性能[74]。

水淬冷却速度极高，但过高的冷速也有一定的弊端[21，22]，一方面，难以控制冷却终点温度，往往过冷到接近水温，因而冷却之后需要重新加热到过时效温度；另一方面，水淬冷却时易在带钢表面形成蒸汽膜而导致带钢冷却不均，在内部热应力作用下使带钢弯曲变形，造成板形差和后续通板困难；此外，水冷时，带钢表面会形成一层氧化铁皮，需要增加一道酸洗工序13。

对于合金含量较少的C-Mn或C-Mn-Si系，由于其奥氏体的稳定性较差，必须采用较快的冷却速度才可避免珠光体等非马氏体转变产物的出现。

试验得出，当冷却速度为60oC/s(C-Mn钢)和45oC/s(C-Mn-Si钢)时，则卷取后便可得到良好的双相钢的组织和性能。此外，控制终轧淬火前的待冷时间，可以调节卷取后的双相钢中的铁素体量及硬质相的结构和形态。例如，对于低锰钢(0.07C-1.4Mn)，在770℃终轧后水冷至卷取温度，则卷取后双相钢中的铁素体量较少，硬质相为板条马氏体加少量贝氏体。

如终轧后空冷到750℃水淬，则卷取后双相钢中铁素体量适中，硬质相为板条马氏体。如终轧温度为900oC，空冷至750℃水淬，则卷取后硬质相为贝氏体。如空冷到700℃淬火至卷取温度，则卷取后硬质相为板条马氏体14。

延伸率的影响因素（待查）

冷轧双相钢的生产过程包括冶炼,热轧,酸洗-冷轧,连续退火,平整等工序。合理的成分设计可以保证在低成本下得到所需的性能,适合的热轧组织对冷轧和轧后热处理都有重要影响,而连续退火参数对双相钢的最终组织形貌与力学性能具有重要影响作用。

在加热过程中，铁素体再结晶的演化过程与加热速度密切相关(图5)。图中试验点连在一起显示了这一趋势。相应于加热工艺H3、H2、H1，各试样分别在加热到685℃ 、710℃ 和730~C时完成再结晶。这意味着在所有模拟退火工艺中，铁素体在到达均热保温阶段时，已完全再结晶，这与较早文献中的相关报道吻合。

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均热后，试样组织更为均匀，随着均热温度的增加，组织中生成的奥氏体量也随之增加，铁素体量则随之下降。由于铁素体一奥氏体相变是由扩散控制的，更高的温度比短的加热及保温时间更有效，因此，淬火时形成了更多的马氏体。在退火过程中(图1中阶段II、III)，由于生成了更多的奥氏体，碳化物体积分数有所下降。

缓冷(图1中阶段III)后，所有试样组织由含有碳化物的铁素体、少量粒状贝氏体以及在再结晶铁素体晶界处形成的马氏体组成。与相应的均热保温后的试样相比，缓冷后试样组织中马氏体／奥氏体的体积分数略有下降，当退火温度较低时马氏体/奥氏体组分略高。

有碳化物的铁素体、少量粒状贝氏体以及在再结晶铁素体晶界处形成的马氏体组成。与相应的均热保温后的试样相比，缓冷后试样组织中马氏体

塑性变形是位错在外加应力作用下运动而发生的,因而位错运动的阻力是构成屈服强度主要因素,一般的C-Mn钢与HSLA钢主要通过细晶强化和大量弥散分布的碳、氮化物析出强化,因而屈服强度较高。与之不同的是,双相钢是经过α+γ两相区热处理,铁素体中的大量碳(氮)化物溶解或部分溶解,在快冷过程中来不及析出或者以极细小的颗粒重新析出,当质点的尺寸很小时,位错线将切过粒子而不发生弯曲,这样就大大减弱了原来的强化效应[2]。同时,由于双相区热处理以及其后的缓冷过程中新生铁素体的析出, 使C,Mn等元素充分向奥氏体转移(这部分奥氏体在快冷中转化为马氏体),因而最终的F+M双相组织中,铁素体比较“纯净”,在外力加载下,柔软的铁素体首先屈服使得双相钢具有低的屈服强度。同时,在快冷过程中,马氏体相变导致体积膨胀,在与之相邻的铁素体内诱发大量可动位错(图3),在较低应力下位错源就被激活,因此双相钢表现出低屈服与连续屈服的特征。

双相钢中的初始屈服是在铁素体中发生的,当可动位错运动到铁素体马氏体相界面时,流变应力显著提高,这是导致双相钢具有较高的初始加工硬化能力的重要原因。

高温卷取后的热轧组织可以减轻冷轧机的负荷,同时,在连续退火的两相区加热时,由于C,Mn在珠光体中的明显富集,有利于提高奥氏体的淬透性和“净化”铁素体,最终得到力学性能比较优良的双相钢[1]。

两相区部分奥氏体化过程中,低的加热温度,所对应的奥氏体量较少,从而获

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得马氏体的量也越少,甚至可能得不到双相钢所必须的马氏体量。因此要保证马氏体量必须提高加热温度,但是,加热温度的升高,奥氏体中碳浓度迅速降低,可能导致奥氏体稳定性不足,在快冷过程中不能有效避免珠光体或者贝氏体的形成。在实际连续退火生产中,为了保证带钢板形,部分奥氏体化之后不是立即快冷,而要经过一个缓慢冷却过程至较低的温度,缓冷过程中,部分奥氏体分解析出新生铁素体,在这个过程中,C,Mn等元素可以向未转变奥氏体中转移,从而使得其稳定性得到补充,因此这个阶段可以减少最终的双相结构和性能对退火温度的敏感性[4]。综合以上分析,高的加热温度配合适当的快冷温度可以改善双相钢的性能。

随退火温度的升高(快冷温度降低),抗拉强度和屈服强度都有下降的趋势,但是屈强比和延伸率却得到了明显得改善,这得益于在高的退火温度下(伴随着相对低的快冷温度),低碳奥氏体重新分解而增加了的延性新生铁素体的体积分15

数。

试样在均热阶段经完全再结晶后部分铁素体相变为奥氏体。尽管组织中含有一些未溶的渗碳体(图4(a)～(e))，但大部分渗碳体则溶解在奥氏体中。缓冷时，一些奥氏体转变为铁素体，但缓冷终点温度越高，最后剩余的奥氏体量就越多。在以50℃／s速度快速冷却时，这些剩余奥氏体转变为粒状贝氏体或马氏体。奥氏体体积分数越高，由于奥氏体中c和Mn含量降低，产生的粒状贝氏体量就越多，马氏体量越少。这些因素，主要是C含量导致较低的马氏体相变温度开始点Ms。Pichler等认为，对类似这种成分的双相钢，在800℃条件下均热60s后，以100℃／s的冷却速度冷却时仍有贝氏体生成，这与得到的最低抗拉强度和最高屈服强度相关。众所周知，屈服强度与晶格对位错运动的阻碍、固溶强化(位错与C、N问隙原子及Mn、Si等置换原子的交互作用)、由位错与碳化物交互作用引起的析出强化和晶界强化有关，晶界强化可用位错运动的自由程(铁素体晶粒大小、马氏体板条宽度)来解释。在本研究的试样中，铁素体晶粒大小与马氏体／奥氏体组分的体积分数无明显不同，主要区别在于马氏体、贝氏体的体积分数不同。尽管贝氏体的形成降低了第二相硬度，但硬质相体积分数的增加效果占主导地位，因此，随着均热温度的升高，屈服强度也提高了。

均热温度及缓冷终点温度的降低导致较少奥氏体的形成。由于奥氏体中富集了C、Mn等淬硬元素，淬火时形成了较少的贝氏体，造成抗拉强度升高以及屈服强度下降，由此导致屈服强度较低。时效时，马氏体中碳化物的析出(阶段V、图1和图11)降低了双相钢强度。塑性则随铁素体体积分数的增加而增加，也随马氏体量的增加而下降。

经过修正的混合物法则适用于描述含亚稳残余奥氏体(一般在含20％左右马氏体时)和铁素体中含不同数量(可达20％)残余奥氏体的双相钢力学行为。铁素体通过以下机制对双相钢的流变应力起作用：① 依据Hollomon方程，铁素体正常加工硬化；②快冷时，奥氏体转变为马氏体的过程中，位于马氏体附近的铁素体产生位错，引起铁素体硬化；③拉伸测试时，由于应变诱导，残余奥氏体相变为马氏体，从而在铁素体中产生位错，引起铁素体硬化。奥氏体和马氏体由于正常的加工硬化对流变应力起作用。由于不同相之间的载荷传递，对强度的作用可用混合物中间法则来解释。本文中的第二相组分体积分数如图12所示，约19％ 。随着均热温度从750oC增加到780oC及820~C，马氏体／奥氏体组分的体积分数也从2．5％分别增加到3．5％ 和5．5％(图1 1(a)一(e))，贝氏体体积分数也有相似的增加趋势(约增加1％)。各试样组织中各相体积分数的差异解释了其力学性能

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的微小差异。另一方面，退火均热温度较高时铁素体晶粒更细，这导致材料具有更高的屈服强度。

尽管均热温度820~C时试样组织中的残余奥氏体量(5％)是低均热温度试样组织中的残余奥氏体量(2．5％)的两倍，但这种差异仍不足以对3种不同加热和均热条件下的试样退火后的延伸率产生影响，因为其延伸率基本相同。在这种情况下，力学性能尤其是延伸率由组织中各相的共同作用来决定16。

（3）残余奥氏体的分解

作为一类非平衡组织，残余奥氏体在回火时倾向于发生分解。最近的研究工作[86-89]表明，少量的残余奥氏体会有益于低碳钢的一些力学性能，比如它可以改善钢的韧性，提高粒状贝氏体的回火抗力。另外已有工作研究表明[90]，含碳0.06%的低碳微合金钢中，残余奥氏体量随回火温度的升高，呈现明显的下降趋势[91]。

Bimal K.Jha a[92]研究了低碳多相钢回火温度升高过程中的残余奥氏体稳定性以及碳化物的析出过程。研究发现，回火温度低于100℃时，残余奥氏体（γR）形态没有明显变化，温度高于200℃以后，残余奥氏体开始聚集成团状，温度升高到300℃时，部分残余奥氏体转化为部分铁素体（α），开始出现ε碳化物，升高到400℃以后，ε碳化物转变成ε’(η)碳化物，升高到500℃以后，出现稳定的渗碳体（θ）组织。该过程简单描述为：γR→α+ε→α+ε’(η)→α+θ。Christine Sidoroff[93]通过对0.99%C的马氏体回火过程的实验研究，建立了马氏体回火过程中残余奥氏体分解和碳化物析出的模型。

（4）回复和再结晶

已有工作表明，在平衡相变点以下温度加热时，细化的铁素体[7-8]和贝氏体马氏体[9]都是以回复、再结晶的方式向平衡态演化的，若同时有析出过程发生，则组织演化速度将明显减慢[10-12]。

图1.9 Fe-0.18%C马氏体600℃回火10分钟后的回复组织

图1.13给出了Fe-C合金马氏体的回火过程。这几个过程常常相互重叠并发生在一个很小的范围内，所以直到1956年透射电子显微镜出现以后，才对回火马氏体结构的认识变得完整[99]。淬火马氏体和残余奥氏体都是不稳定的组织，都有向稳定组织转变的倾向。在回火过程中，随着回火温度的逐步升高，淬火钢的组织转变可分为下列几个阶段：当淬火钢加热至80～200℃时，淬火马氏体中

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的过饱和碳开始以η-碳化物的形式部分地从α-固溶体中析出，获得回火马氏体组织，使晶格畸变程度减弱，内应力降低，塑性和韧性提高；当加热至200～300℃时，残余奥氏体开始分解转变为下贝氏体或回火马氏体，马氏体继续分解，直至350℃；当加热至250～450℃时，随着温度的升高，η-碳化物逐步转变为稳定的渗碳体(Fe3C)；当温度达到450℃时，α-固溶体中的过饱和碳已经基本完全析出，晶格已恢复正常，淬火内应力基本消除[68]。

从力学性能看，普碳钢中，淬火马氏体在100-700℃范围内回火时，发生逐步软化并伴随着延展性的增长。然而如果钢中加入碳化物形成元素，如Ti、Mo、V、W，则在500-600℃温度范围内将出现一个显著的强化反应，称其为二次硬化或马氏体回火第四阶段，Kuo[35]对此做过研究（图1.14）。这个强化作用是由于合金碳化物（TiC、V4C3、Mo2C、W2C）的弥散分布代替了粗大的Fe3C质点的结果。Cr的加入使得软化减慢，但二次硬化效应很小或没有，因为与比较稳定的碳化物Mo2C等相比，Cr7C3粗化得很快。

图1.13 Fe-C马氏体的回火过程

二次硬化的作用可以用进一步的合金化来增强[100-102]。特别是加入微量的强碳化物形成元素（例如Nb），能使硬度峰大大提高，并可以推迟实效。这种作用主要是由于形成了弥散分布的二次碳化物相NbC。这些质点并不倾向于在现存的位错上形成[103]17。

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