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图1.14加入MoTiVCr得含碳0.1-0.4%C钢的二次硬化
B.临界区AC1、AC3温度和Ms点
由前节水淬样板显微分析可知，Run1和Run2板在700℃加热保温后水淬并不能获得双相组织。根据Andrews提供的计算式18：
AC1=723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W（4-2）
AC3=910-203C1/2-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+120As+400Ti（4-3）
Ms=539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo（4-4） 将钢种成分代入式（3-2）、（3-3）和（3-4）计算得，AC1为721℃，AC3为834℃，Ms点为405℃。因此，对这一钢种成分，700℃温度并没有达到AC1温度，进入铁素体+奥氏体双相区，因而加热时钢板内部并没有奥氏体形成，而只是铁素体晶粒发生了再结晶，并且珠光体分解为铁素体与渗碳体，其中渗碳体颗粒还发生了长大。而对于Run3和Run4板，由于在临界区加热，并且水淬冷却使钢板以远大于临界冷速的冷却速度降温，使生成的并长大的奥氏体充分转变为马氏体，并且由于800℃比较接近AC3温度，因为生成的奥氏体体积分数较大，虽然奥氏体体积分数增大意味着奥氏体中的平均碳含量的降低，但水淬冷却保证了奥氏体能充分发生马氏体转变，所以，对Run3和Run4板进行定量金相分析发现其马氏体体积分数较大，有的部位甚至接近60%。
C.冷却速率
临界区加热后的冷却速率对马氏体体积分数、马氏体岛的形态、铁素体的组织和性能等都有重要的影响。为了获得铁素体+马氏体的双相组织，必须以大于或等于临界冷却速率的速度进行冷却。临界冷却速度取决于钢中合金元素含量，合金元素的影响可用锰当量来计算19：
logCR(℃/s)=3.95-1.73Mn eq.（4-5）
Mn eq.(mass%)=Mn+0.07Si+1.29Cr+3.28Mo+0.46Cu+0.37Ni（4-6） 将钢种成分代入上式计算得该钢种锰当量为2.14，临界冷却速率约为1.7℃
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/s。可见，即便是采用喷气快冷的冷却方式，其冷却速率也远大于形成马氏体所需的临界冷却速率。但形成的马氏体相量较少且有贝氏体形成，其原因可能是因为：一方面，带钢在加热段的运行速度较快（约150s），形核后的奥氏体来不及长大或长大不多，这决定了相变所能形成马氏体量有限；另一方面，由于碳含量较低，锰成为主要的增加淬透性元素，但锰元素在奥氏体相区扩散速率远小于在铁素体中扩散速率，因而某些奥氏体晶粒淬透性不够，提供的冷速不足以使其充分转变为马氏体相20。
双相钢具有特殊的组织特性，如马氏体+铁素体的双相组成；铁素体中高密度和分布不均匀的位错；两相之间残留应力的存在；析出相的数量和种类的变化等等，这些因素的存在使得双相钢的时效或回火热处理工艺具有一定的特点。
国内外许多专家学者对双相钢的回火或时效特性作了深入的研究[19，20][41][76-85]。马鸣图在文献[76]中对双相钢的回火性能进行了详细探讨，他提出在低温回火时，双相钢的屈服特性和屈服强度的变化受残留应力、可动位错密度、残留奥氏体的转变以及马氏体硬质相和铁素体软质相的塑性应变不相容等因素的影响。而中低温回火处理一般可提高双相钢的屈服强度，改善塑性，但普遍降低均匀延伸率和抗拉强度。他还对双相钢的回火组织变化做了详细的总结，在200℃回火后，马氏体和铁素体在交界面上的残留应力发生松弛，铁素体中高度不均匀的位错分布重新排列为均匀组态。在马氏体岛的孪晶界上渗碳体以薄膜形式析出。300℃回火后，在残留铁素体中出现具有较高密度的细小沉淀。400℃回火后组织变化更为明显，铁素体沉淀相明显增加，一些位错被沉淀钉扎，马氏体中沉淀相更加明显，并且出现一定的粗化。而在500℃回火后，铁素体中碳氮化物沉淀已经开始粗化，在晶界上出现一些较大的渗碳体片，马氏体中碳化物粒子变粗并部分开始球化。沈显璞等对淬火态碳素双相钢的回火显微组织和拉伸性能作了详细的研究[78，79]，他提出，回火后双相钢强度的下降由马氏体承载下降和铁素体承载下降两部分组成，而延性的改善主要归于铁素体间隙原子的析出和马氏体的软化。在低温回火时前者作用较大，而在高温回火时马氏体软化的影响占主导地位，并且马氏体含碳量对淬火态双相钢强度和延性有明显的影响。后来，他又深入的研究了双相钢中铁素体相硬化和马氏体相软化的原因[41]。
近年来，随着汽车工业的飞速发展，双相钢由于其优良的使用性能而被越来越广泛的使用。宝钢在大量生产双相高强钢产品的同时，也对冷轧双相钢板的时效特性做了深入研究。朱晓东，王利等对冷轧双相钢的连续退火工艺参数对双相钢力学性能和组织变化的影响进行了实验分析[19，20][81]，他们发现，过时效温度对双相钢力学性能影响很大，C-Si-Mn双相钢的屈服强度随着过时效温度的升高明显呈上升趋势，抗拉强度随着过时效温度的升高基本呈线性下降。过时效时间对双相钢性能的影响和过时效温度类似，但影响程度要低。过时效温度变化对双相钢中马氏体的相对量影响较小，不足以解释双相钢屈强比的较大变化。而马氏体岛在较高温度下的分解可能是屈强比大幅升高的主要原因。T.Waterschoot等[82]通过精密膨胀测量和XRD等分析手段，从热动力学角度分析了不同时效温度下双相钢析出相的种类和数量变化等。
综合前人的研究结论可以知道，双相钢回火或时效处理可以很好的改善其综合力学性能。随着回火温度的升高和回火时间的延长，双相钢内部的铁素体和马氏体组织结构会发生一定变化，其综合性能与铁素体马氏体的相结构、位错和析
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出相等显微组织因素密切相关21。
蒋俊华等对1000MPa超高强双相钢水淬及回火工艺进行了研究，得出如下结论：
1．采用冷轧工艺生产的双相钢，发现水淬处理后的铁素体晶粒内分布着直径约为0.2～0.4μm的马氏体颗粒，且颗粒周围聚集着大量位错。
2．水淬冷却的低碳Si-Mn冷轧双相钢经100℃的低温回火后，马氏体岛为清晰的板条结构，200℃回火时，铁素体内出现细小碳化物颗粒，而回火温度超过300℃时，马氏体岛板条结构已经不明晰，在晶界处有黑色的渗碳体颗粒出现。随着回火温度提高，渗碳体颗粒长大并聚集成层片状，在回火温度达到600℃时，马氏体岛分解比较完全，并出现粗大渗碳体球化颗粒。
3．低温（≤100℃）回火时，水淬冷却的低碳Si-Mn冷轧双相钢其强度略有增加且延性改善，但屈强比增大。随着回火温度的提高，强度逐渐下降，延伸率逐渐增加。高于100℃回火时，主要由于铁素体析出净化而使延伸率较快增加，而在高于500℃回火后，马氏体岛的分解使延伸率又有一个大的增幅。高于300℃回火后，试样的力学拉伸曲线出现不连续屈服。
4．水淬冷却的低碳Si-Mn冷轧双相钢在略高于200℃回火，其强度性能下降不多但延伸性能却大大提高，而且屈强比较低，有利于获得较好的综合性能（抗拉强度大于1000MPa，总延伸率接近13%）22。
连续退火炉的简介
退火是金属加工和成品生产的关键工序，其目的是改善产品的工艺性能，使其满足所要求的机械性能和使用性能。退火处理常常是产品生产的最后一道重要工序，对产品的质量和产量有很大影响。钢铁工业中，钢带的退火工序常在连续退火炉和罩式退火炉内进行。连续退火炉的形式有卧式和立式两种。
早期的连续退火工艺是快速加热，短时保温、急速冷却。产品的板质较硬，加工成型性较差，所以普通冲压级（DQ级）薄板不能用连续退火。连续退火工艺用于生产商品级（CQ级）薄板、镀锌钢带和不锈钢钢带，也用于（以慢的多的速度）优质钢和电工钢。
20世纪70年代以后，冶炼技术的进步，热轧技术的发展，以及增加过时效处理，使连续退火工艺现在已经能够实现各种钢的退火，不仅用于生产普通的冷轧板（如CQ，DQ），还用于生产深冲级和超深冲级冷轧板（如DDQ、EDDQ、SEDDQ）。而且为适应汽车工业高速发展的要求，开发出一系列高强钢产品，以满足汽车各部件的不同需求。
世界上第一条完备的冷轧钢板立式连续退火线于1972年在新日铁的君津钢厂投入工业生产。由于连续退火机组将带钢的清洗、退火、平整、精整等工艺集于一体，具有生产效率高（生产周期由10天左右缩短到一个小时之内），产品品种多样化，产品质量高，生产成本低等许多罩式退火工艺无法比拟的优势，连续退火技术得到了迅速的发展。从70年代以后，世界上已有十几个国家拥有连续退火线，日本用连续退火工艺生产的带材已占总量的80%以上。
现在，连续退火产品品种十分丰富，与罩式炉工艺相比，连续退火工艺具有许多明显优势。连续退火由于退火温度均匀，冷却速度快、可进行时效处理，产品的组织和性能均匀，产品表面质量好，平直度高，不会产生粘结，退火周期短，生产率高，适合于大批量生产，因而连续退火工艺在生产中获得越来越多的推广应用。但是连续退火炉建设的一次投资高，生产技术复杂，钢带厚度受到一定限
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制。
连续退火技术（APL），连续退火酸洗生产线生产流程如图1.1所示。
采用一体化卧式连续退火炉结构紧凑、便于管理和控制，同时大大地降低了能源消耗。不锈钢退火炉一般分为预热段、加热段、空气喷射冷却室和喷雾冷却室。为了节能，带钢在加热之前先由燃烧废气辐射预热和强制对流预热;而冷却区则为了温度精确控制和良好板形，采用不同介质分步冷却。工艺示意图如图1.2所示。
连续退火炉设备流程图如图1.3所示23。
双相钢屈服应力的增加，一种由于静态应变时效而产生的现象，通常称之为烘烤硬化，对增强汽车的外部车身部件的强度起了很大的作用，即用双相钢制作的部件的杭凹痕能力。为了理解这种巨大的烘烤硬化效应，需要考虑双相钢的各种成份在这一过程中的作用。用精确的膨胀测定法和X射线衍射对马氏体相中发生的回火现象各阶段进行了详细研究。用恒定加热速率和等温膨胀试验测定了以典型的体积变化为特征的一连串回火作用。刚得的数据使得区分回火过程中结构变化的五个不同阶段成为可能。它们是:(1)碳原子的再分布，(2)η碳化物或ε
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碳化物的析出，(3)黑格碳化铁的形成，(4)残余奥氏体的分解，以及(5)从过渡碳化物到碳化铁的相变24。
奥氏体的稳定性决定于三个因素；(1)化学成分，(2)基体对奥氏体晶粒的约束l(3)奥氏体颗粒尺寸效应．
3．1 影响奥氏体稳定性的三因素
3．1．1 化学成分效应试样在处理温度空冷过程中，奥氏体颗粒不断收缩 ，由于其它元素(如MrI)的扩散比碳原子慢，主要是碳原子向奥氏体内偏聚，使奥氏体内碳量增高而变得稳定．以下说明，从同一温度空冷下来，奥氏体颗粒越小，碳含量越高．设奥氏体颗粒呈球形，宣温下有半径为al和 的两颗奥氏体，且41>d2．它们分别rh处理温度下半径为( + )和( +)两颗奥氏体空冷中收缩而成．假定，径向收鲻率相同，即Ll= =L，且假定偏聚到奥氏体中碳量和收缩体积成比例。简单计算表明，半径为d2的奥氏体单位体积内偏聚的碳量高．
从双相区不同温度空冷所得颗粒尺寸相同的残余奥氏体内含碳量究竟谁高谁低，很难说清楚。但拉伸试验表明，从840\空冷的试样，需要更高的应变才能诱发奥氏体转变完毕，拉伸中最后被诱发马氏体相变的奥氏体颗粒都很小，尺寸均相近．以上实验表明，在颗粒尺寸相同时，从较高温度空冷所得残余奥氏体舍碳高．较稳定。
3．1．2 奥氏体周围材料的约束作用马氏体相变引起体积和形状的变化t基体的强度对奥氏体的稳定性有一定影响，但是，文献[3．4]指出，某种成分的全奥氏体钢t 点估算为600\，但它却可在比铁索体更软的铜基体中和在相对无约束的电镜薄膜试样中以小颗粒的形式在宣温下存在．奥氏体颗粒与铁索体的界面半共格 ．而与铜基体界面是完全井格“ 。文献[4]指出，并无需甩时效将共格性破坏才能使马氏体相变发生．这些都说明基体的约束似乎不是马氏体相变的重要障碍． 3．1．3 尺寸效应马氏体成核在晶体缺陷(如位错)处，这巳得到广泛承认．Olson和Cohen“曾较详细地研究过马氏体形核问题．他们提出，在fcc-,-bcc转变中，可由每隔两十密捧面安捧一个位错的位错组合来完成． 由这种层错所包围的体积形成了b。c核胚，层错面单位面积的能1量为日一-P (d ‘+F‘)+ y，其中曲位错组合中所包括的÷
综上所述，随着残余奥氏体颗粒变小，碳含量增高，且找到合适位错组合的几率变小，使得它十分稳定。所以即使冷到液氮温度，还残留不步奥氏体颗粒． 3．2 残余奥氏体的热稳定化现象
奥氏体热稳定化受两个主要因素影响。一是奥氏体中的碳量。在某一温度停留，马氏体核胚捕获碳原子而被钉扎，碳量越高，钉扎越强。在图4中，在720\保温15ndn所得口值比保温5mirI的高，显然是由于保温时问长使奥氏体内台碳量增加的结果。二是预先存在的马氏体量。
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