低碳中锰热轧TRIP钢退火工艺及组织演变

D0L:10.13374/.issm1001-053x.2012.02.004 第34卷第2期 北京科技大学学报 Vol.34 No.2 2012年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Feb.2012 低碳中锰热轧TRIP钢退火工艺及组织演变 李振)赵爱民)四唐获》米振莉)焦殿辉 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)环境保护部核与辐射安全中心，北京100082 ☒通信作者，E-mail::aimin.zhao@usth.cd.cn 摘要研究了第三代高强度高塑性TRP钢的退火工艺对性能的影响和组织演变规律.热轧后形成的原始马氏体与临界退 火时形成的残余奥氏体使TRP钢具有良好的强度和塑性.结果表明：实验用钢可获得1000MPa以上的抗拉强度和30%以上 的断后延伸率，且强塑积>30GP·%;退火温度和保温时间对钢的力学性能具有显著影响，热轧TRP钢临界退火温度为630 ℃，保温时间18h时，实验用钢能获得最佳的综合力学性能. 关键词TRP钢；残余奥氏体：锰：退火：微观组织 分类号TG335.3 Annealing processing parameters and microstructure evolution of hot-rolled low- carbon medium-manganese TRIP steels LI Zhen),ZHAO Ai-min,TANG Di,MI Zhen-i,JIAO Dian-hui 1)Engineering Research Institute.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Nuclear and Radiation Safety Center,Ministry of Environmental Protection of China,Beijing 100082,China Corresponding author,E-mail:aimin.zhao@ustb.edu.cn ABSTRACT The effects of annealing processing on the mechanical properties and microstructure evolution of high strength and high ductility TRIP steels were investigated.The hot-rolled-and-annealed TRIP steel has remarkable strength and ductility due to the prior martensitic microstructure obtained in the as-hot-rolled condition and the retained austenite formed during intercritical annealing.The results show that the test steels have a tensile strength of over 1 000 MPa and an elongation of over 30%,and the product of ultimate tensile strength and total elongation exceeds 30GPa%.The mechanical properties are significantly influenced by intercritical annealing temperature and soaking time.When the TRIP steel is treated at an intercritical annealing temperature of 630 C for 18 h,the best me- chanical properties are obtained. KEY WORDS TRIP steels:retained austenite:manganese;annealing:microstructure 目前汽车大量使用的是第一代高强度薄板钢， 积可以达到30GPa·%的中锰TRP钢，并对板材的 但是其强度较低.第二代高强度汽车用钢是亚稳不 力学性能和微观组织进行了检验、分析和比较. 锈钢或高锰TWP钢，缺点是其合金含量高，导致成 1实验材料及方法 本较高，且工艺性能较差，它们不能满足日益增长的 汽车轻量化和碰撞安全性需求。因此，需要发展高 1.1实验材料 强塑积（≥30GPa·%)的第三代汽车用钢1-.传统 实验钢采用50kg真空中频感应炉冶炼，化学成 TRP钢的制备工艺为临界区退火，之后贝氏体区等 分如表1所示.将铸锭锻造并加工成规格为40mm× 温，最终得到铁素体、贝氏体、残余奥氏体和部分马90mm×90mm的锻坯.将锻坯经六道次热轧成厚 氏体的多相组织.其中残余奥氏体的体积分数和稳度为4mm的薄板，钢坯加热温度、开轧温度和终轧 定性是TRP钢是否具有良好性能的关键所在.本 温度分别为1200、1150和900℃.终轧后空冷至 文采用全新的热处理工艺，设计和研究了一种强塑 600℃，模拟卷曲.对热轧薄板进行热处理，分别在 收稿日期：20110105 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2008AA03Z502):教有部博士点基金（博导类）资助项目(20110006110007)

第 34 卷 第 2 期 2012 年 2 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 2 Feb． 2012 低碳中锰热轧 TRIP 钢退火工艺及组织演变 李 振1) 赵爱民1) 唐 荻1) 米振莉1) 焦殿辉2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 环境保护部核与辐射安全中心，北京 100082 通信作者，E-mail: aimin． zhao@ ustb． edu． cn 摘 要 研究了第三代高强度高塑性 TRIP 钢的退火工艺对性能的影响和组织演变规律． 热轧后形成的原始马氏体与临界退 火时形成的残余奥氏体使 TRIP 钢具有良好的强度和塑性． 结果表明: 实验用钢可获得 1 000 MPa 以上的抗拉强度和 30% 以上 的断后延伸率，且强塑积 ＞ 30 GPa·% ; 退火温度和保温时间对钢的力学性能具有显著影响，热轧 TRIP 钢临界退火温度为 630 ℃，保温时间 18 h 时，实验用钢能获得最佳的综合力学性能． 关键词 TRIP 钢; 残余奥氏体; 锰; 退火; 微观组织 分类号 TG335. 3 Annealing processing parameters and microstructure evolution of hot-rolled low￾carbon medium-manganese TRIP steels LI Zhen1) ，ZHAO Ai-min1) ，TANG Di 1) ，MI Zhen-li 1) ，JIAO Dian-hui 2) 1) Engineering Research Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Nuclear and Radiation Safety Center，Ministry of Environmental Protection of China，Beijing 100082，China Corresponding author，E-mail: aimin． zhao@ ustb． edu． cn ABSTRACT The effects of annealing processing on the mechanical properties and microstructure evolution of high strength and high ductility TRIP steels were investigated． The hot-rolled-and-annealed TRIP steel has remarkable strength and ductility due to the prior martensitic microstructure obtained in the as-hot-rolled condition and the retained austenite formed during intercritical annealing． The results show that the test steels have a tensile strength of over 1 000 MPa and an elongation of over 30% ，and the product of ultimate tensile strength and total elongation exceeds 30GPa·% ． The mechanical properties are significantly influenced by intercritical annealing temperature and soaking time． When the TRIP steel is treated at an intercritical annealing temperature of 630 ℃ for 18 h，the best me￾chanical properties are obtained． KEY WORDS TRIP steels; retained austenite; manganese; annealing; microstructure 收稿日期: 2011--01--05 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( 2008AA03Z502) ; 教育部博士点基金( 博导类) 资助项目( 20110006110007) 目前汽车大量使用的是第一代高强度薄板钢， 但是其强度较低． 第二代高强度汽车用钢是亚稳不 锈钢或高锰 TWIP 钢，缺点是其合金含量高，导致成 本较高，且工艺性能较差，它们不能满足日益增长的 汽车轻量化和碰撞安全性需求． 因此，需要发展高 强塑积( ≥30 GPa·% ) 的第三代汽车用钢［1--4］． 传统 TRIP 钢的制备工艺为临界区退火，之后贝氏体区等 温，最终得到铁素体、贝氏体、残余奥氏体和部分马 氏体的多相组织． 其中残余奥氏体的体积分数和稳 定性是 TRIP 钢是否具有良好性能的关键所在． 本 文采用全新的热处理工艺，设计和研究了一种强塑 积可以达到 30 GPa·% 的中锰 TRIP 钢，并对板材的 力学性能和微观组织进行了检验、分析和比较． 1 实验材料及方法 1. 1 实验材料 实验钢采用50 kg 真空中频感应炉冶炼，化学成 分如表1 所示． 将铸锭锻造并加工成规格为 40 mm × 90 mm × 90 mm 的锻坯． 将锻坯经六道次热轧成厚 度为 4 mm 的薄板，钢坯加热温度、开轧温度和终轧 温度分别为 1 200、1 150 和 900 ℃ ． 终轧后空冷至 600 ℃，模拟卷曲． 对热轧薄板进行热处理，分别在 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.02.004

第2期 李振等：低碳中锰热轧TP钢退火工艺及组织演变 ·133· 590、630、650、680、710和730℃等温18h后炉冷. 式中，V,为残余奥氏体的体积分数，I,为奥氏体 表1实验用钢化学成分（质量分数） {200)、{220)和(311)晶面衍射峰的积分强度，1。为 Table 1 Chemical compositions of the experimental steels 铁素体(200}、{211)晶面衍射峰的积分强度，K。、K, 试样 C Si Mn Nb P 分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数. P10.0880.184.800.0360.0090.014 残余奥氏体中碳的质量分数用下式进行 P20.0810.155.760.0380.0100.012 计算： P30.0800.156.720.0340.0090.013 C,=(a-3.547)/0.0467. (2) 1.2实验方法 式中：C,为残余奥氏体中碳的质量分数：a,为残余 将退火后的热轧与冷轧试样切割为L。=50mm 奥氏体(220)的晶格常数，nm. 的非比例拉伸试样，在室温下用万能拉伸试验机进 为了消除机械研磨时可能发生的形变诱导相变 行力学性能测试，加载的速率为2mm·min-1,测得 对奥氏体体积分数检测结果的影响，XRD试样在机 试样的抗拉强度与断后延伸率. 械研磨后，进行电解抛光，电解液用70%无水乙醇、 试样经机械打磨后，电解抛光，采用场发射扫描 20%高氯酸和10%丙三醇的混合溶液，电解抛光电 电镜(FESEM、电子背散射衍射(EBSD)和透射电 压为15V. 镜(TEM)进行组织观察 2实验结果及分析 测定与计算残余奥氏体含量和碳含量时，采用 D50O0X射线衍射(XRD)仪得到衍射图谱，再利用 2.1微观组织 XRD分析软件进行寻峰处理，并计算衍射峰角度、 对退火后试样进行电解抛光，利用场发射扫描 半高宽和积分强度，选择奥氏体的{200)、{220}、 电镜对试样的微观组织观察.图1(a)、(b)和(c)分 (311}衍射线以及铁素体(200}、{211}的衍射线，利 别为试样P1、P2和P3在630℃等温18h后的微观 用下式计算残余奥氏体体积分数： 组织.其中，凹下去的部分为残余奥氏体，其具有明 IK。 显的层错特征.凸起的部分为经过配分之后的板条 V, (1) IKe +loK 状马氏体. 图1退火温度为630℃时试样的微观组织.(a)PI:(b)2;(c)3 Fig.1 Photomicrographs of samples annealed at 630 C:a)Pl;b)P2:c)P3 选择试样P3进行透射电镜分析，如图2所示. 可以看出，在630℃退火18h后，残余奥氏体晶粒的 尺寸小于1m.残余奥氏体晶粒越细小，它的稳定 性就越好.分析原因可能有以下两方面：(1)细小的 奥氏体周围便于马氏体的形核：(2)奥氏体晶粒越 细小，其总的界面面积越大，它向马氏体转变时使界 面活性与应变能增加越多，这样就降低了奥氏体向 马氏体转变所需要的驱动力（自由能的变化），更便 于形变诱导相变过程的发生，钢材的塑性就越好). 2.2残余奥氏体特性 图2630℃等温18h后P3中的残余奥氏体 利用XRD测量了P1、P2和P3在630℃等温 Fig.2 Retained austenite in Sample P3 after annealing at 630 C for 18h 18h后拉伸前与拉伸后的衍射峰，如图3所示. 利用图3(a)衍射峰计算残余奥氏体含量和残余 奥氏体中碳含量如表2所示.由图3可以看出

第 2 期 李 振等: 低碳中锰热轧 TRIP 钢退火工艺及组织演变 590、630、650、680、710 和 730 ℃等温 18 h 后炉冷． 表 1 实验用钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical compositions of the experimental steels % 试样 C Si Mn Nb P S P1 0. 088 0. 18 4. 80 0. 036 0. 009 0. 014 P2 0. 081 0. 15 5. 76 0. 038 0. 010 0. 012 P3 0. 080 0. 15 6. 72 0. 034 0. 009 0. 013 1. 2 实验方法 将退火后的热轧与冷轧试样切割为 L0 = 50 mm 的非比例拉伸试样，在室温下用万能拉伸试验机进 行力学性能测试，加载的速率为 2 mm·min － 1 ，测得 试样的抗拉强度与断后延伸率． 试样经机械打磨后，电解抛光，采用场发射扫描 电镜( FESEM) 、电子背散射衍射( EBSD) 和透射电 镜( TEM) 进行组织观察． 测定与计算残余奥氏体含量和碳含量时，采用 D5000 X 射线衍射( XRD) 仪得到衍射图谱，再利用 XRD 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 用下式计算残余奥氏体体积分数［5］: 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} 和{ 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． 残 余 奥 氏 体 中 碳 的 质 量 分 数 用 下 式 进 行 计算［6］: Cγ = ( aγ － 3. 547) /0. 046 7． ( 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． 为了消除机械研磨时可能发生的形变诱导相变 对奥氏体体积分数检测结果的影响，XRD 试样在机 械研磨后，进行电解抛光，电解液用 70% 无水乙醇、 20% 高氯酸和 10% 丙三醇的混合溶液，电解抛光电 压为 15 V． 2 实验结果及分析 2. 1 微观组织 对退火后试样进行电解抛光，利用场发射扫描 电镜对试样的微观组织观察． 图 1( a) 、( b) 和( c) 分 别为试样 P1、P2 和 P3 在 630 ℃ 等温 18 h 后的微观 组织． 其中，凹下去的部分为残余奥氏体，其具有明 显的层错特征． 凸起的部分为经过配分之后的板条 状马氏体． 图 1 退火温度为 630 ℃时试样的微观组织 . ( a) P1; ( b) P2; ( c) P3 Fig． 1 Photomicrographs of samples annealed at 630 ℃ : ( a) P1; ( b) P2; ( c) P3 选择试样 P3 进行透射电镜分析，如图 2 所示． 可以看出，在 630 ℃退火 18 h 后，残余奥氏体晶粒的 尺寸小于 1 μm． 残余奥氏体晶粒越细小，它的稳定 性就越好． 分析原因可能有以下两方面: ( 1) 细小的 奥氏体周围便于马氏体的形核; ( 2) 奥氏体晶粒越 细小，其总的界面面积越大，它向马氏体转变时使界 面活性与应变能增加越多，这样就降低了奥氏体向 马氏体转变所需要的驱动力( 自由能的变化) ，更便 于形变诱导相变过程的发生，钢材的塑性就越好［7］． 2. 2 残余奥氏体特性 利用 XRD 测量了 P1、P2 和 P3 在 630 ℃ 等温 18 h 后拉伸前与拉伸后的衍射峰，如图 3 所示． 利用图 3( a) 衍射峰计算残余奥氏体含量和残余 图 2 630 ℃等温 18 h 后 P3 中的残余奥氏体 Fig． 2 Retained austenite in Sample P3 after annealing at 630 °C for 18 h 奥氏体中碳含量如表 2 所示． 由图 3 可以看出， ·133·

·134 北京科技大学学报 第34卷 形变过程中绝大多数的残余奥氏体都转变成马 Mn是奥氏体的稳定元素，可以扩大奥氏体区，使 氏体，不仅增加了材料的塑性，而且增加了材料 奥氏体的相变温度降低.通过增加Mn在奥氏体 的强度.由表2可以看出试样在630℃等温18h 中的溶解度来提高残余奥氏体稳定性，使其可以 后，随着Mn含量的增加残余奥氏体含量不断增 在室温稳定存在，因此Mn的存在有利于残余奥 加，残余奥氏体中碳含量不断减小.分析原因， 氏体的形成[8] 4000Ffcc200 3000 b bee(211) a bec(211) 2500 bc200) 3000 fec(311) P3 bee(200)fec(220) 8 2000 P3 1500 P2 P2 1000P 1000 500 P1 0 0E 5O 60 70 80 90 0 60 70 80 90 269 289 图3630℃等温18h各试样的XRD谱.(a)拉伸前：(b)拉伸后 Fig.3 XRD patterns of samples annealed at 630 C before a)and after (b)tensile testing 表2630℃等温18h后试样残余奥氏体含量和碳含量 余奥氏体在基体中的分布状态与残余奥氏体平均晶 Table 2 Retained austenite content and austenite carbon content of sam- 粒尺寸进行分析.图4中红色表示残余奥氏体区 ples after annealing at 630 C for 18 h 域，黄色表示基体马氏体区域.对P3在不同温度下 残余奥氏体的体积 残余奥氏体中碳的 试样 等温18h后残余奥氏体的晶粒大小进行分析，结果 分数1% 质量分数/% 41.45 0.190 如图5所示.可以发现，三个等温温度下的残余奥 2 43.24 氏体晶粒尺寸，基本都小于0.5μm,主要分布在0.1 0.185 um左右，通过EBSD分析可以发现，P3钢中残余 51.17 0.150 奥氏体的晶粒尺寸都非常细小并弥散分布在马氏体 利用EBSD对P3钢在不同温度等温18h后残 基体中，很好地提高了材料的塑性. 图43钢不同退火温度下各相分布.(a590℃：(b)630℃；(c)650℃ Fig.4 Phase distribution of Sample P3 annealed at different temperatures:(a)590℃：(b)630℃；(c)）650℃ 30ra) 35 35t(g b 25 30 3 25 10 15 10 0.5 1.01.52.02.53.0 0.51.01.52.0253.0354.0 2 晶粒直径μm 品粒直径m 晶粒直径/μm 图53钢不同退火温度下残余奥氏体品粒尺寸.(a)590℃：(b)630℃：(c)650℃ Fig.5 Grain size of retained austenite in Sample P3 annealed at different temperatures:(a590℃：(b)630℃；(c650℃

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 形变过程中绝大多数的残余奥氏体都转变成马 氏体，不仅增加了材料的塑性，而且增加了材料 的强度． 由表 2 可以看出试样在 630 ℃ 等温 18 h 后，随着 Mn 含量的增加残余奥氏体含量不断增 加，残余奥氏体中碳含量不断减小． 分析原因， Mn 是奥氏体的稳定元素，可以扩大奥氏体区，使 奥氏体的相变温度降低． 通过增加 Mn 在奥氏体 中的溶解度来提高残余奥氏体稳定性，使其可以 在室温稳定存在，因此 Mn 的存在有利于残余奥 氏体的形成［8--9］． 图 3 630 ℃等温 18 h 各试样的 XRD 谱 . ( a) 拉伸前; ( b) 拉伸后 Fig． 3 XRD patterns of samples annealed at 630 °C before ( a) and after ( b) tensile testing 表 2 630 ℃等温 18 h 后试样残余奥氏体含量和碳含量 Table 2 Retained austenite content and austenite carbon content of sam￾ples after annealing at 630 ℃ for 18 h 试样 残余奥氏体的体积 分数/% 残余奥氏体中碳的 质量分数/% P1 41. 45 0. 190 P2 43. 24 0. 185 P3 51. 17 0. 150 利用 EBSD 对 P3 钢在不同温度等温 18 h 后残 余奥氏体在基体中的分布状态与残余奥氏体平均晶 粒尺寸进行分析． 图 4 中红色表示残余奥氏体区 域，黄色表示基体马氏体区域． 对 P3 在不同温度下 等温 18 h 后残余奥氏体的晶粒大小进行分析，结果 如图 5 所示． 可以发现，三个等温温度下的残余奥 氏体晶粒尺寸，基本都小于 0. 5 μm，主要分布在 0. 1 μm 左右． 通过 EBSD 分析可以发现，P3 钢中残余 奥氏体的晶粒尺寸都非常细小并弥散分布在马氏体 基体中，很好地提高了材料的塑性． 图 4 P3 钢不同退火温度下各相分布 . ( a) 590 ℃ ; ( b) 630 ℃ ; ( c) 650 ℃ Fig． 4 Phase distribution of Sample P3 annealed at different temperatures: ( a) 590 ℃ ; ( b) 630 ℃ ; ( c) 650 ℃ 图 5 P3 钢不同退火温度下残余奥氏体晶粒尺寸 . ( a) 590 ℃ ; ( b) 630 ℃ ; ( c) 650 ℃ Fig． 5 Grain size of retained austenite in Sample P3 annealed at different temperatures: ( a) 590 ℃ ; ( b) 630 ℃ ; ( c) 650 ℃ ·134·

第2期 李振等：低碳中锰热轧TP钢退火工艺及组织演变 ·135· 2.3力学性能 温度变化的规律.由图6(b)和(c)可以看出，在退 试样的力学性能如图6所示.图6(a)为试样 火温度为590~650℃时试样的抗拉强度相对较小， P1、P2和3经590~650℃退火后残余奥氏体含 退火温度为680~730℃时试样的总延伸率相对较 量.可以看出：随退火温度的提高残余奥氏体含量 小.随着Mn含量的增加，同一退火温度下试样的抗 有增加的趋势(P1高于630℃有所下降)，随着Mn 拉强度不断增加.由图6(c)可以看出：当退火温度 含量的提高，在同一退火温度下残余奥氏体含量也 为630℃时P1、P2和P3的延伸率都达到了最大值， 增加，说明M元素扩大了奥氏体区，并对奥氏体的 其中P3的总延伸率超过了30%；当退火温度超过 稳定起到了一定的作用，因此为残余奥氏体含量增 630℃时，P1、P2和P3延伸率下降得都很快.分析 加提供了条件.根据拉伸试验的延伸率结果，高于 原因，虽然退火温度为590~630℃时残余奥氏体含 650℃的试样延伸率很小，残余奥氏体含量应该很 量不断增加，但是如果残余奥氏体不够稳定，它对材 少，因此笔者并没有对高于650℃的试样进行残余 料塑性和强度将无法起到提高的作用.由图6() 奥氏体含量的测量.分析原因，可能是临界奥氏体 可以看出P1、P2和P3性能最佳点的退火温度为 的贫碳造成的. 630℃，此退火温度下材料均可获得良好的综合力 图6(b)~(d)反应了试样的力学性能随退火 学性能，其中P3的延伸率>30%，强塑积>30GPa%. 55 (a 1300Fb 50 1200 40 1100 3 3 1000 20 900 800F 600 620640 600640680 720 退火温度℃ 退火温度℃ 35 - 30 士房 30 30 0 5 10 600 640680 720 600 640680 720 退火温度℃ 退火温度℃ 图6试样退火后的残余奥氏体含量与力学性能.()残余奥氏体含量：(b)抗拉强度：(c)延伸率：()强塑积 Fig.6 Retained austenite content and mechanical properties of annealed samples:(a)retained austenite content;b)tensile strength;(c)total elongation;(d)product of ultimate tensile strength and total elongation 参考文献 3结论 [1]Dong H.Wang M Q,Weng Y Q.Performance improvement of (I)通过Mn含量的适量添加，模拟罩式退火 steels through M3 structure control.Iron Steel,2010,45(7):1 工艺，提高了残余奥氏体含量 (董瀚，王毛球，翁宇庆.高性能钢的M3组织调控理论与技 (2)热轧后形成的马氏体与临界退火后形成 术.钢铁.2010.45(7)：1) 的大量残余奥氏体，使材料具有良好的强度和 [2] Merwin M J.Low-earbon manganese TRIP steels.Mater Sci Fo- um,2007,539-543:4327 塑性. [3]Matlock D K,Speer J G.Design considerations for the next gener- (3)当退火温度为630℃时，P1、P2和P3均具 ation of advanced high strength sheet steels /Proceedings of the 有良好的力学性能，抗拉强度为800~1050MPa,延 3rd International Conference on Structural Steels.Geongju,2006: 伸率为27%~33%，其中P3钢的强塑积>30GPa%. 774

第 2 期 李 振等: 低碳中锰热轧 TRIP 钢退火工艺及组织演变 2. 3 力学性能 试样的力学性能如图 6 所示． 图 6( a) 为试样 P1、P2 和 P3 经 590 ～ 650 ℃ 退火后残余奥氏体含 量． 可以看出: 随退火温度的提高残余奥氏体含量 有增加的趋势( P1 高于 630 ℃ 有所下降) ，随着 Mn 含量的提高，在同一退火温度下残余奥氏体含量也 增加，说明 Mn 元素扩大了奥氏体区，并对奥氏体的 稳定起到了一定的作用，因此为残余奥氏体含量增 加提供了条件． 根据拉伸试验的延伸率结果，高于 650 ℃的试样延伸率很小，残余奥氏体含量应该很 少，因此笔者并没有对高于 650 ℃ 的试样进行残余 奥氏体含量的测量． 分析原因，可能是临界奥氏体 的贫碳造成的． 图 6( b) ～ ( d) 反应了试样的力学性能随退火 温度变化的规律． 由图 6( b) 和( c) 可以看出，在退 火温度为 590 ～ 650 ℃时试样的抗拉强度相对较小， 退火温度为 680 ～ 730 ℃ 时试样的总延伸率相对较 小． 随着 Mn 含量的增加，同一退火温度下试样的抗 拉强度不断增加． 由图 6( c) 可以看出: 当退火温度 为 630 ℃时 P1、P2 和 P3 的延伸率都达到了最大值， 其中 P3 的总延伸率超过了 30% ; 当退火温度超过 630 ℃时，P1、P2 和 P3 延伸率下降得都很快． 分析 原因，虽然退火温度为 590 ～ 630 ℃时残余奥氏体含 量不断增加，但是如果残余奥氏体不够稳定，它对材 料塑性和强度将无法起到提高的作用． 由图 6( d) 可以看出 P1、P2 和 P3 性能最佳点的退火温度为 630 ℃，此退火温度下材料均可获得良好的综合力 学性能，其中 P3 的延伸率 ＞30%，强塑积 ＞30 GPa·%． 图 6 试样退火后的残余奥氏体含量与力学性能 . ( a) 残余奥氏体含量; ( b) 抗拉强度; ( c) 延伸率; ( d) 强塑积 Fig． 6 Retained austenite content and mechanical properties of annealed samples: ( a) retained austenite content; ( b) tensile strength; ( c) total elongation; ( d) product of ultimate tensile strength and total elongation 3 结论 ( 1) 通过 Mn 含量的适量添加，模拟罩式退火 工艺，提高了残余奥氏体含量． ( 2) 热轧后形成的马氏体与临界退火后形成 的大量残余奥氏体，使材料具有 良 好 的 强 度 和 塑性． ( 3) 当退火温度为 630 ℃ 时，P1、P2 和 P3 均具 有良好的力学性能，抗拉强度为 800 ～ 1 050 MPa，延 伸率为27% ～33%，其中 P3 钢的强塑积 ＞30 GPa·%． 参 考 文 献 ［1］ Dong H，Wang M Q，Weng Y Q． Performance improvement of steels through M3 structure control． Iron Steel，2010，45( 7) : 1 ( 董瀚，王毛球，翁宇庆． 高性能钢的 M3 组织调控理论与技 术． 钢铁，2010，45( 7) : 1) ［2］ Merwin M J． Low-carbon manganese TRIP steels． Mater Sci Fo￾rum，2007，539-543: 4327 ［3］ Matlock D K，Speer J G． Design considerations for the next gener￾ation of advanced high strength sheet steels / / Proceedings of the 3rd International Conference on Structural Steels． Geongju，2006: 774 ·135·

·136 北京科技大学学报 第34卷 [4]Matlock D K.Speer J G.Third generation of AHSS:microstruc- [7]Huang H.Matsumura O.Furukawa T.Retained austenite in low ture design concepts /Microstructure and Texture in Steels and carbon,manganese steel after intercritical heat treatment.Mater other Materials,PartⅡ.2009：185 Sci Technol,1994,10(7):621 [5]Zhou Y.Material Analysis.Beijing:China Machine Press.2006 [8]De Moor E.Matlock D K.Speer JG,et al.Austenite stabilization (周玉.材料分析方法.北京：机械工业出版社，2006) through manganese enrichment.Scripta Mater,2011,64(2):185 [6]Sugimoto K1,Sakaguchi J.lida T,et al.Stretch-langeability of a [9]Speer J.Matlock D K,De Cooman B C,et al.Carbon partitioning high-strength TRIP type bainitic sheet steel.IS/J Int,2000,40 into austenite after martensite transformation.Acta Mater,2003. (9):920 51(9):2611

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 ［4］ Matlock D K，Speer J G． Third generation of AHSS: microstruc￾ture design concepts / / Microstructure and Texture in Steels and other Materials，Part Ⅱ． 2009: 185 ［5］ Zhou Y． Material Analysis． Beijing: China Machine Press，2006 ( 周玉． 材料分析方法． 北京: 机械工业出版社，2006) ［6］ Sugimoto K I，Sakaguchi J，Iida T，et al． Stretch-flangeability of a high-strength TRIP type bainitic sheet steel． ISIJ Int，2000，40 ( 9) : 920 ［7］ Huang H，Matsumura O，Furukawa T． Retained austenite in low carbon，manganese steel after intercritical heat treatment． Mater Sci Technol，1994，10( 7) : 621 ［8］ De Moor E，Matlock D K，Speer J G，et al． Austenite stabilization through manganese enrichment． Scripta Mater，2011，64( 2) : 185 ［9］ Speer J，Matlock D K，De Cooman B C，et al． Carbon partitioning into austenite after martensite transformation． Acta Mater，2003， 51( 9) : 2611 ·136·