退火温度对退火马氏体基TRIP钢显微组织和力学性能的影响

第36卷第11期 北京科技大学学报 Vol.36 No.11 2014年11月 Journal of University of Science and Technology Beijing Now.2014 退火温度对退火马氏体基TRP钢显微组织和力学性 能的影响 丁然”，唐获”，陈银莉四，赵爱民”，邝霜，姜英花 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)首钢技术研究院，北京100043 ☒通信作者，E-mail:yinli chen@usth.cu.cn 摘要将CSi一M系TRIP钢通过完全淬火和两相区退火相结合的工艺，得到一种以退火马氏体为基体的TRP钢（简称 TAM钢)，并对比分析了TAM钢在不同温度退火后的显微组织和力学性能.结果表明，TAM钢经退火后的显微组织特征为精 细规整的板条退火马氏体基体、片状残余奥氏体和贝氏体/马氏体组成的混合组织.这种组织降低了基体的硬度以及基体和 第二相之间的强度比，减少了基体的位错密度.随着退火温度的提高，退火马氏体基体的板条形态逐渐消失，新生马氏体/贝 氏体的团状混合组织逐渐增多.当退火温度为780℃时，综合力学性能优异，抗拉强度为1130MP,延伸率可达20%，强塑积 为22600MPa·%.当退火温度较低时，残余奥氏体主要以片状存在于退火马氏体板条间，有利于TRP效应的发生. 关键词高强钢：退火温度：马氏体：显微组织：力学性能 分类号TG142.1 Effects of annealing temperature on the microstructure and mechanical properties of TRIP steel with annealed martensitic matrix DING Ran,TANG Di,CHEN Yin-i,ZHAO Ai-min,KUANG Shuang?,JIANG Ying-hua? 1)Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Shougang Technical Research Institute,Beijing 100043,China Corresponding author,E-mail:yinli_chen@ustb.edu.cn ABSTRACT Special TRIP steel with annealed martensite matrix (TAM steel)was produced by fully quenching and annealing in the two-phase region with the C-Si-Mn chemical composition of common TRIP steel.The microstructure and mechanical properties of TAM steel annealed at different temperatures were investigated by thermal dilatometry,tensile testing,optical microscopy,scanning electron microscopy,transmission electron microscopy,and X-ray diffraction.It is found that the microstructure of TAM steel consists of a uni- form fine annealed martensite matrix and an interlath second phase of retained austenite and bainite/martensite,which contribute to lowering the matrix's hardness and the strength ratio of matrix to second phase as well as decreasing the dislocation density.As the an- nealing temperature rises,the mixed blocky microstructure of newly formed martensite/bainite gradually increases,while the lath-like morphology of annealed martensite progressively disappears.Excellent mechanical properties are obtained when the annealing tempera- ture is 780C,with the tensile strength,the elongation,and the product of strength and ductility up to 1130 MPa,20%,and 22600 MPa%,respectively.When the annealing temperature is relatively low,retained austenite mainly exists between annealed martensite laths in film-form and is conducive to the occurrence of TRIP effect. KEY WORDS high strength steel;annealing temperature;martensite:microstructure:mechanical properties 自20世纪末开始，汽车的减排减重以及提高抗 可以通过应用可成形的高强度钢材和新的生产技术 冲击性成为汽车制造业的趋势，为了达到这些目标， 以及严格的结构设计来实现，各大钢铁制造企业也 收稿日期：201308-29 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.11.008:http:/journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 11 期 2014 年 11 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 11 Nov． 2014 退火温度对退火马氏体基 TＲIP 钢显微组织和力学性 能的影响 丁 然1) ，唐 荻1) ，陈银莉1) ，赵爱民1) ，邝 霜2) ，姜英花2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 首钢技术研究院，北京 100043  通信作者，E-mail: yinli_chen@ ustb． edu． cn 摘 要 将 C--Si--Mn 系 TＲIP 钢通过完全淬火和两相区退火相结合的工艺，得到一种以退火马氏体为基体的 TＲIP 钢( 简称 TAM 钢) ，并对比分析了 TAM 钢在不同温度退火后的显微组织和力学性能． 结果表明，TAM 钢经退火后的显微组织特征为精 细规整的板条退火马氏体基体、片状残余奥氏体和贝氏体/马氏体组成的混合组织． 这种组织降低了基体的硬度以及基体和 第二相之间的强度比，减少了基体的位错密度． 随着退火温度的提高，退火马氏体基体的板条形态逐渐消失，新生马氏体/贝 氏体的团状混合组织逐渐增多． 当退火温度为 780 ℃时，综合力学性能优异，抗拉强度为 1130 MPa，延伸率可达 20% ，强塑积 为 22600 MPa·% ． 当退火温度较低时，残余奥氏体主要以片状存在于退火马氏体板条间，有利于 TＲIP 效应的发生． 关键词 高强钢; 退火温度; 马氏体; 显微组织; 力学性能 分类号 TG 142. 1 Effects of annealing temperature on the microstructure and mechanical properties of TＲIP steel with annealed martensitic matrix DING Ｒan1) ，TANG Di1) ，CHEN Yin-li1)  ，ZHAO Ai-min1) ，KUANG Shuang2) ，JIANG Ying-hua2) 1) Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Shougang Technical Ｒesearch Institute，Beijing 100043，China Corresponding author，E-mail: yinli_chen@ ustb． edu． cn ABSTＲACT Special TＲIP steel with annealed martensite matrix ( TAM steel) was produced by fully quenching and annealing in the two-phase region with the C--Si--Mn chemical composition of common TＲIP steel． The microstructure and mechanical properties of TAM steel annealed at different temperatures were investigated by thermal dilatometry，tensile testing，optical microscopy，scanning electron microscopy，transmission electron microscopy，and X-ray diffraction． It is found that the microstructure of TAM steel consists of a uni￾form fine annealed martensite matrix and an interlath second phase of retained austenite and bainite /martensite，which contribute to lowering the matrix’s hardness and the strength ratio of matrix to second phase as well as decreasing the dislocation density． As the an￾nealing temperature rises，the mixed blocky microstructure of newly formed martensite / bainite gradually increases，while the lath-like morphology of annealed martensite progressively disappears． Excellent mechanical properties are obtained when the annealing tempera￾ture is 780 ℃，with the tensile strength，the elongation，and the product of strength and ductility up to 1130 MPa，20% ，and 22600 MPa·% ，respectively． When the annealing temperature is relatively low，retained austenite mainly exists between annealed martensite laths in film-form and is conducive to the occurrence of TＲIP effect． KEY WOＲDS high strength steel; annealing temperature; martensite; microstructure; mechanical properties 收稿日期: 2013--08--29 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 11． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn 自 20 世纪末开始，汽车的减排减重以及提高抗 冲击性成为汽车制造业的趋势，为了达到这些目标， 可以通过应用可成形的高强度钢材和新的生产技术 以及严格的结构设计来实现，各大钢铁制造企业也

第11期 丁然等：退火温度对退火马氏体基TP钢显微组织和力学性能的影响 ·1477· 开始研发新型汽车高强度用钢口 近年来，相变诱发塑性（transformation-induced plasticity,TRIP)钢发展迅速.TRIP钢主要用来制 950℃.20min 760-820℃.20mim 作汽车的挡板、底盘部件、车轮轮辋、车门冲击梁等. 传统多边形铁素体基体相变诱发塑性钢有着很好的 成形性能和冲击功吸收性能，但是其凸缘翻边性能 淬火 400℃.200￥ 的低下制约了其在汽车制造方面的应用.为此，贝 氏体型铁素体基体的TRP钢被开发出来，其规整 精细的板条组织赋予了其优越的凸缘翻边性能、高 、室温 的疲劳强度以及冲击吸收功，但是其总延伸率有所 时间s 降低.其原因在于高位错密度的硬质基体以及基体 图1TAM钢热处理工艺 内低的平均内应力，造成了变形初期加工硬化率的 Fig.1 Heat treatment processes of TAM steel 快速降低回 标距的拉伸试样，并在室温下进行拉伸试验，对每种 TAM(TRIP-aided steel of annealed martensite matrix)最大的特点是突破了传统TRP钢的多边形 状态的拉伸试样进行两次拉伸测试，性能指标取其 铁素体基体或者贝氏体基体组织，使用了板条马氏 平均值.在退火后钢板上切取金相样，经抛光、4% 体在两相区重新加热时形成的退火板条马氏体组 硝酸乙醇和Lepera浸蚀液m侵蚀后，在ZEISS AX10光学显微镜和ZEISS ULTRA55型场发射扫 织，配合以板条间片状残余奥氏体，获得了优异的力 学性能和凸缘翻边性能P-).即使在传统的C-Si一 描电镜下观察其显微组织形貌和各相的形态分布 M系成分组成条件下，也有着不俗的表现.目前对 在退火后的钢板上切取6mm×5mm的电子背散射 于不同合金元素以及轧制、退火时间等参数对TAM 衍射试样，试样经砂纸研磨和电解抛光后，在带有 钢组织性能的影响己经有了深入的探索A-10,但是 HKL系统的ZEISS ULTRA55型场发射扫描电镜上 进行取向成像分析，加速电压为20kV,步长为0.2 退火温度对TAM钢微观组织和力学性能的影响尚 μm.将制备好的试样放在倾角为70°的样品台上， 有待进一步研究.本文对于不同退火温度下TAM 采用HKL CHANNEL5软件进行数据采集和分析. 钢的组织演变、塑性变形行为和残余奥氏体特征进 实验用电解抛光液为乙醇：高氯酸：丙三醇=7：2：1 行了实验观察和讨论 (体积比)，电解抛光在室温下进行，电压为15V,电 1 实验材料与方法 流为1.5~2A,抛光时间为20~40s.采用双喷减薄 实验用TAM钢的主要化学成分（质量分 技术制备透射电镜试样，双喷电解液为5%高氯酸- 数，%)为：0.15~0.30C,1.0~3.0Si,1.0~3.0 乙醇溶液，双喷电压为20~30V,温度为-20℃. Mn,其余为Fe和不可避免的杂质.在实验室采用 Tecnai G2F30S-TWIN型透射电镜用于观察TAM 50kg真空治炼，浇铸成锭，并锻造成90mm×140 钢的精细组织 mm×40mm的锻坯，锻坯经1200℃保温1h后，经 通过D/MAX-RB型旋转阳极衍射仪对实验钢 五道次轧制，得到厚度为5mm的热轧板坯，终轧温 中的残余奥氏体进行了测定.实验参数为：铜靶，电 度为870℃，卷取温度为660℃.热轧板经酸洗后冷 压40kV,电流150mA,步宽为0.02°，速度1°· 轧，冷轧压下率为70%，得到厚度为1.5mm的冷轧 min.选择y相(200)，、(220)y、(311),三条衍射 板.将冷轧板加热至完全奥氏体化温度区间，然后 线和α相(200)。、(211).两条衍射线，共五条衍射 淬火得到完全马氏体组织.连续退火工艺在L- 线进行步进扫描，精确测定对应的衍射角20和积分 VAC CCT-AY-Ⅱ型板材退火模拟试验机上进行，退 强度I,残留奥氏体的体积分数可以由Mo一K.得到 火温度分别为760、780、800和820℃.淬火以及连 的对应峰值线的综合强度定量测定. 续退火工艺示意图如图1所示. 残留奥氏体量的计算采用直接比较法☒，最后 利用德国DL805A型热膨胀仪测得该实验钢 各个峰处残余奥氏体体积分数的平均值即为实验钢 的奥氏体转变开始点与结束点（即Ac,与Ac?点）温 残余奥氏体的体积分数.根据下式计算残余奥氏体 度分别为729℃和915℃.根据国标GB/T228一 中的碳含量： 2002,采用线切割在退火后钢板上沿轧向取50mm a,=0.3555+0.0044[%C], (1)

第 11 期 丁 然等: 退火温度对退火马氏体基 TＲIP 钢显微组织和力学性能的影响 开始研发新型汽车高强度用钢［1］． 近年来，相变诱发塑性( transformation-induced plasticity，TＲIP) 钢发展迅速． TＲIP 钢主要用来制 作汽车的挡板、底盘部件、车轮轮辋、车门冲击梁等． 传统多边形铁素体基体相变诱发塑性钢有着很好的 成形性能和冲击功吸收性能，但是其凸缘翻边性能 的低下制约了其在汽车制造方面的应用． 为此，贝 氏体型铁素体基体的 TＲIP 钢被开发出来，其规整 精细的板条组织赋予了其优越的凸缘翻边性能、高 的疲劳强度以及冲击吸收功，但是其总延伸率有所 降低． 其原因在于高位错密度的硬质基体以及基体 内低的平均内应力，造成了变形初期加工硬化率的 快速降低［2］． TAM 钢( TＲIP-aided steel of annealed martensite matrix) 最大的特点是突破了传统 TＲIP 钢的多边形 铁素体基体或者贝氏体基体组织，使用了板条马氏 体在两相区重新加热时形成的退火板条马氏体组 织，配合以板条间片状残余奥氏体，获得了优异的力 学性能和凸缘翻边性能［2 － 3］． 即使在传统的 C--Si-- Mn 系成分组成条件下，也有着不俗的表现． 目前对 于不同合金元素以及轧制、退火时间等参数对 TAM 钢组织性能的影响已经有了深入的探索［4 － 10］，但是 退火温度对 TAM 钢微观组织和力学性能的影响尚 有待进一步研究． 本文对于不同退火温度下 TAM 钢的组织演变、塑性变形行为和残余奥氏体特征进 行了实验观察和讨论． 1 实验材料与方法 实验 用 TAM 钢的主要化学成分 ( 质 量 分 数，% ) 为: 0. 15 ～ 0. 30 C，1. 0 ～ 3. 0 Si，1. 0 ～ 3. 0 Mn，其余为 Fe 和不可避免的杂质． 在实验室采用 50 kg 真空冶炼，浇铸成锭，并锻造成 90 mm × 140 mm × 40 mm 的锻坯，锻坯经 1200 ℃ 保温 1 h 后，经 五道次轧制，得到厚度为 5 mm 的热轧板坯，终轧温 度为 870 ℃，卷取温度为 660 ℃ ． 热轧板经酸洗后冷 轧，冷轧压下率为 70% ，得到厚度为 1. 5 mm 的冷轧 板． 将冷轧板加热至完全奥氏体化温度区间，然后 淬火得到完全马氏体组织． 连续退火工艺在 UL￾VAC CCT--AY--Ⅱ型板材退火模拟试验机上进行，退 火温度分别为 760、780、800 和 820 ℃ ． 淬火以及连 续退火工艺示意图如图 1 所示． 利用德国 DIL 805A 型热膨胀仪测得该实验钢 的奥氏体转变开始点与结束点( 即 Ac1与 Ac3点) 温 度分别为 729 ℃ 和 915 ℃ ． 根据国标 GB /T228— 2002，采用线切割在退火后钢板上沿轧向取 50 mm 图 1 TAM 钢热处理工艺 Fig． 1 Heat treatment processes of TAM steel 标距的拉伸试样，并在室温下进行拉伸试验，对每种 状态的拉伸试样进行两次拉伸测试，性能指标取其 平均值． 在退火后钢板上切取金相样，经抛光、4% 硝酸 乙 醇 和 Lepera 浸 蚀 液［11］ 侵 蚀 后，在 ZEISS AX10 光学显微镜和 ZEISS ULTＲA 55 型场发射扫 描电镜下观察其显微组织形貌和各相的形态分布． 在退火后的钢板上切取 6 mm × 5 mm 的电子背散射 衍射试样，试样经砂纸研磨和电解抛光后，在带有 HKL 系统的 ZEISS ULTＲA 55 型场发射扫描电镜上 进行取向成像分析，加速电压为 20 kV，步长为 0. 2 μm． 将制备好的试样放在倾角为 70°的样品台上， 采用 HKL CHANNEL 5 软件进行数据采集和分析． 实验用电解抛光液为乙醇∶ 高氯酸∶ 丙三醇 = 7∶ 2∶ 1 ( 体积比) ，电解抛光在室温下进行，电压为 15 V，电 流为 1. 5 ～ 2 A，抛光时间为 20 ～ 40 s． 采用双喷减薄 技术制备透射电镜试样，双喷电解液为 5% 高氯酸-- 乙醇溶液，双喷电压为 20 ～ 30 V，温度为 － 20 ℃ ． Tecnai G2 F30 S--TWIN 型透射电镜用于观察 TAM 钢的精细组织． 通过 D /MAX--ＲB 型旋转阳极衍射仪对实验钢 中的残余奥氏体进行了测定． 实验参数为: 铜靶，电 压 40 kV，电 流 150 mA，步 宽 为 0. 02°，速 度 1°· min － 1 ． 选择 γ 相( 200) γ、( 220) γ、( 311) γ三条衍射 线和 α 相( 200) α、( 211) α两条衍射线，共五条衍射 线进行步进扫描，精确测定对应的衍射角 2θ 和积分 强度 I，残留奥氏体的体积分数可以由 Mo--Kα得到 的对应峰值线的综合强度定量测定． 残留奥氏体量的计算采用直接比较法［12］，最后 各个峰处残余奥氏体体积分数的平均值即为实验钢 残余奥氏体的体积分数． 根据下式计算残余奥氏体 中的碳含量: aγ = 0. 3555 + 0. 0044［% C］γ ． ( 1) · 7741 ·

·1478 北京科技大学学报 第36卷 式中：a,为残余奥氏体的平均点阵常数，nm; 这种团状组织多分布在淬火前原始奥氏体晶界以及 [%C],为残余奥氏体中的碳含量. 淬火后的马氏体板条束界面上，为两相区退火时新 2实验结果 生成的团状奥氏体在冷却过程中形成的新生马氏 体/贝氏体混合组织 2.1显微组织 从图3中可以看出，TAM钢有着规整的板条组 TAM钢经两相区退火工艺之后的显微组织如 织，退火马氏体板条宽度约为200~500nm.随着退 图2所示.TAM钢的显微组织由退火马氏体板条+ 火温度的提高，退火马氏体基体的板条形态逐渐消 板条间片状残余奥氏体+新生马氏体/贝氏体的混 失，残余奥氏体+新生马氏体/贝氏体的团状混合组 合团状组织组成.从彩色金相照片上可以看出，经 织逐渐增多，并且该组织有着随退火温度增加而聚 Lepera浸蚀剂浸蚀以后，退火马氏体板条基体呈黄 集的趋势.这是因为随着退火温度的提高，两相区 褐色，残余奥氏体和马氏体呈白色.可以看出，残余 得到的团状奥氏体的量也逐渐增加，故冷却结束后 奥氏体多以板条间片状形态分布.经780℃退火的 团状混合组织体积分数逐渐上升，加速了退火马氏 TAM钢的彩色金相照片上出现了较多的团状组织， 体板条形态的消失 20 um 20μm 20 um 20m 图2不同退火温度得到的TAM钢光学显微镜照片.(a)760℃：(b)780℃：(c)800℃：(d)820℃ Fig.2 Micrographs of TAM steel annealed at different temperatures:(a）760℃：(b)780℃：(c）800℃：(d)820℃ 2.2力学性能 图5为经不同温度退火后TAM钢的应力一应 图4为不同温度退火后TAM钢的力学性能对 变曲线.可以看出，随着退火温度升高，TAM钢的 比.可以看出：随着退火温度的提高，抗拉强度和屈 初始加工硬化率也随之升高，导致更高的抗拉强 服强度呈逐渐上升趋势，最大达到1230MPa;而延 度和规定非比例延伸强度.其中退火温度为780 伸率在退火温度为780℃时最大，达到20%，然后逐 ℃时TAM钢试样保持持续加工硬化的能力最好， 渐下降：强塑积的变化趋势与延伸率相同，在退火温 得到了最好的总延伸率，这与残余奥氏体的相变 度为780℃时最高，达到22600MPa·%. 增塑效应有关

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 式中: aγ 为残余奥氏体的平均点阵常数，nm; ［% C］γ 为残余奥氏体中的碳含量． 2 实验结果 2. 1 显微组织 TAM 钢经两相区退火工艺之后的显微组织如 图 2 所示． TAM 钢的显微组织由退火马氏体板条 + 板条间片状残余奥氏体 + 新生马氏体/贝氏体的混 合团状组织组成． 从彩色金相照片上可以看出，经 Lepera 浸蚀剂浸蚀以后，退火马氏体板条基体呈黄 褐色，残余奥氏体和马氏体呈白色． 可以看出，残余 奥氏体多以板条间片状形态分布． 经 780 ℃ 退火的 TAM 钢的彩色金相照片上出现了较多的团状组织， 这种团状组织多分布在淬火前原始奥氏体晶界以及 淬火后的马氏体板条束界面上，为两相区退火时新 生成的团状奥氏体在冷却过程中形成的新生马氏 体/贝氏体混合组织． 从图 3 中可以看出，TAM 钢有着规整的板条组 织，退火马氏体板条宽度约为 200 ～ 500 nm． 随着退 火温度的提高，退火马氏体基体的板条形态逐渐消 失，残余奥氏体 + 新生马氏体/贝氏体的团状混合组 织逐渐增多，并且该组织有着随退火温度增加而聚 集的趋势． 这是因为随着退火温度的提高，两相区 得到的团状奥氏体的量也逐渐增加，故冷却结束后 团状混合组织体积分数逐渐上升，加速了退火马氏 体板条形态的消失． 图 2 不同退火温度得到的 TAM 钢光学显微镜照片． ( a) 760 ℃ ; ( b) 780 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 820 ℃ Fig． 2 Micrographs of TAM steel annealed at different temperatures: ( a) 760 ℃ ; ( b) 780 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 820 ℃ 2. 2 力学性能 图 4 为不同温度退火后 TAM 钢的力学性能对 比． 可以看出: 随着退火温度的提高，抗拉强度和屈 服强度呈逐渐上升趋势，最大达到 1230 MPa; 而延 伸率在退火温度为 780 ℃时最大，达到 20% ，然后逐 渐下降; 强塑积的变化趋势与延伸率相同，在退火温 度为 780 ℃时最高，达到 22600 MPa·% ． 图 5 为经不同温度退火后 TAM 钢的应力--应 变曲线． 可以看出，随着退火温度升高，TAM 钢的 初始加工硬化率也随之升高，导致更高的抗拉强 度和规定非比例延伸强度． 其中退火温度为 780 ℃ 时 TAM 钢试样保持持续加工硬化的能力最好， 得到了最好的总延伸率，这与残余奥氏体的相变 增塑效应有关． · 8741 ·

第11期 丁然等：退火温度对退火马氏体基TRP钢显微组织和力学性能的影响 ·1479· 图3不同退火温度得到的TAM钢扫描电子显微镜照片.(a)760℃：(b)780℃：(c)800℃：(d)820℃ Fig.3 Scanning electron micrographs of TAM steel annealed at different temperatures:(a）760℃；(b）780℃：(c)800℃：(d)820℃ 1200 30 24 1200 1000 22 1000 抗拉强度 -760℃ 800 20 800 规定非比例延伸强度 780℃ 。延伸华 600 ·一强望积 600 20 40 400 16 200 14 200 760770780790800810820 退火温过军 000020.040.060080.100120.140.16018 工程应变 图4不同退火温度TAM钢的力学性能 Fig.4 Mechanical properties of TAM steel annealed at different tem- 图5不同退火温度TAM钢的工程应力一工程应变曲线 peratures Fig.5 Nominal stress-strain curves of TAM steel annealed at differ- ent temperatures 由图3可知，随着退火温度的提高，含有新生马 氏体/贝氏体的团状组织逐渐增多，从而导致抗拉强 2.3残余奥氏体的体积分数 度的增加.当退火温度在780℃时，得到富含合金 图6是退火温度为780℃的TAM钢的X射线 元素的稳定奥氏体量最多，从而得到较多在室温下 衍射谱.从图中可以看出，TAM钢有着明显的奥氏 稳定存在的残余奥氏体，在变形时通过TRP效应 体衍射峰，经计算得出该退火温度残余奥氏体体积 有效减小了应力集中，预防颈缩的过早形成.当退 分数(f)为9.43%. 火温度低时，两相区形成的奥氏体量不足：而温度高 经不同退火温度连续退火后TAM钢试样的残 时，过多的奥氏体分散了合金元素的聚集，得到的残 余奥氏体体积分数（∫，）、残余奥氏体碳含量 余奥氏体不够稳定，对于均匀变形的贡献较小 (%C])以及残余奥氏体碳总含量(f,·[%C],)

第 11 期 丁 然等: 退火温度对退火马氏体基 TＲIP 钢显微组织和力学性能的影响 图 3 不同退火温度得到的 TAM 钢扫描电子显微镜照片． ( a) 760 ℃ ; ( b) 780 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 820 ℃ Fig． 3 Scanning electron micrographs of TAM steel annealed at different temperatures: ( a) 760 ℃ ; ( b) 780 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 820 ℃ 图 4 不同退火温度 TAM 钢的力学性能 Fig． 4 Mechanical properties of TAM steel annealed at different tem￾peratures 由图 3 可知，随着退火温度的提高，含有新生马 氏体/贝氏体的团状组织逐渐增多，从而导致抗拉强 度的增加． 当退火温度在 780 ℃ 时，得到富含合金 元素的稳定奥氏体量最多，从而得到较多在室温下 稳定存在的残余奥氏体，在变形时通过 TＲIP 效应 有效减小了应力集中，预防颈缩的过早形成． 当退 火温度低时，两相区形成的奥氏体量不足; 而温度高 时，过多的奥氏体分散了合金元素的聚集，得到的残 余奥氏体不够稳定，对于均匀变形的贡献较小． 图 5 不同退火温度 TAM 钢的工程应力--工程应变曲线 Fig． 5 Nominal stress-strain curves of TAM steel annealed at differ￾ent temperatures 2. 3 残余奥氏体的体积分数 图 6 是退火温度为 780 ℃ 的 TAM 钢的 X 射线 衍射谱． 从图中可以看出，TAM 钢有着明显的奥氏 体衍射峰，经计算得出该退火温度残余奥氏体体积 分数( fγ ) 为 9. 43% ． 经不同退火温度连续退火后 TAM 钢试样的残 余奥 氏 体 体 积 分 数 ( fγ ) 、残余奥氏体碳含量 ( ［% C］γ ) 以及残余奥氏体碳总含量( fγ ·［% C］γ ) · 9741 ·

·1480 北京科技大学学报 第36卷 如图7所示.可以看出f:[%C],随退火温度的变 延长奥氏体转变前的孕育期园，使奥氏体局部区域 化比较稳定，而[%C,在退火温度为780℃时到达 的Ms点降低，并钉扎位错，导致α/y界面较难移 最大，为1.32%（质量分数）.综合图4可以看出， 动，使得奥氏体稳定性提高；第二次碳配分发生于 [%C],随退火温度的变化趋势和延伸率以及强塑 400℃配分保温阶段，由于碳溶解度的差异，碳自退 积随退火温度的变化趋势非常相似.这些说明 火马氏体/贝氏体中扩散到奥氏体中，使奥氏体碳含 [%C],为影响TAM钢力学性能的主要影响因素之 量进一步提高.两次配分过程加大了碳在奥氏体中 一.在760℃退火的TAM钢得到了较细的组织以及 的富集程度，使得残留奥氏体量增多，同时提高了奥 较少的团状混合组织，但是其残余奥氏体的含碳量 氏体的稳定性，有利于TP效应产生.在发生形变 没有780℃退火的TAM钢高，这使得其强塑积以及 时，板条退火马氏体间稳定存在的片状残余奥氏体， 延伸率稍低于780℃退火的TAM钢. 不仅阻止马氏体裂纹的扩展，使裂纹扩展所需的能 量升高陶，还使其在加工硬化阶段渐进地转变为马 211a 氏体，促使相变能延伸到较大应变阶段，进而产生相 变强化和塑性增长 200a 图8为退火温度为780℃的TAM钢的电子背 散射衍射表征处理结果，其中浅灰色部分为退火马 氏体基体，蓝色部分为残余奥氏体（部分片状残余 220y 奥氏体受分辨率影响没有标示出来)，深色团聚状 200y 311y 区域为团状混合组织，由于内部缺陷较多，故菊池带 信号衬度(BC值)表征结果颜色较深 50 60 70 80 90 20 图6退火温度为780℃的TAM钢的X射线衍射谱 Fig.6 X-ray diffraction patterns of TAM steel annealed at 780 C 14 -f 2.0 -%C 1.8 10 1.6 0.2 1.4 1.1 2 10m:BC-LANFCC,step=00g价：Grid429x322 1.0 760770780790800810820 退火温度/℃ 图8退火温度为780℃的TAM钢的电子背散射衍射表征处理 结果（蓝色为残余奥氏体） 图7残余奥氏体体积分数(f)、残余奥氏体碳含量([%C],)、 Fig.8 Electron back-scatter diffraction map of TAM steel annealed 残余奥氏体碳总含量f,·C,与退火温度关系 at 780C,in which blue regions represent retained austenite Fig.7 Volume fraction (f),carbon concentration ([%C]),and total carbon concentration (f%C])of retained austenite as a 由图2可知，团状混合组织多在原始奥氏体晶 function of annealing temperature 界以及马氏体板条束界面上形成.当非平衡相板条 马氏体组织重新加热回两相区时，在马氏体板条间 3讨论 形成片状奥氏体(y,),在原始奥氏体晶界上形成粒 状奥氏体(Y).在较低两相区温度下，Y.沿马氏体 两相区退火热处理工艺中发生了两次合金元素 板条逐渐长大，而Y几乎不变，且形核较少：当在较 的配分过程：第一次碳、锰等配分发生在两相区保温 高两相区温度等温时，Y.形核增多且逐渐长大，形成 时，由于碳在γ相（奥氏体）中的溶解度要远远大于 块状奥氏体，在随后的冷却过程中大部分变成新生 在仪相（退火马氏体以及少量因再结品形成的铁素 马氏体/贝氏体.。故随着退火温度的提高，团状组织 体)中的溶解度，因此碳扩散到奥氏体中，可有效地 呈现增多的趋势的

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 如图 7 所示． 可以看出，fγ ·［% C］γ 随退火温度的变 化比较稳定，而［% C］γ 在退火温度为 780 ℃ 时到达 最大，为 1. 32% ( 质量分数) ． 综合图 4 可以看出， ［% C］γ 随退火温度的变化趋势和延伸率以及强塑 积随退火温度的变化趋势非常相似． 这 些 说 明 ［% C］γ 为影响 TAM 钢力学性能的主要影响因素之 一． 在760 ℃退火的 TAM 钢得到了较细的组织以及 较少的团状混合组织，但是其残余奥氏体的含碳量 没有 780℃退火的 TAM 钢高，这使得其强塑积以及 延伸率稍低于 780 ℃退火的 TAM 钢． 图 6 退火温度为 780 ℃的 TAM 钢的 X 射线衍射谱 Fig． 6 X-ray diffraction patterns of TAM steel annealed at 780 ℃ 图 7 残余奥氏体体积分数( fγ ) 、残余奥氏体碳含量( ［% C］γ ) 、 残余奥氏体碳总含量 fγ ·Cγ与退火温度关系 Fig． 7 Volume fraction ( fγ ) ，carbon concentration ( ［% C］γ ) ，and total carbon concentration ( fγ ·［% C］γ ) of retained austenite as a function of annealing temperature 3 讨论 两相区退火热处理工艺中发生了两次合金元素 的配分过程: 第一次碳、锰等配分发生在两相区保温 时，由于碳在 γ 相( 奥氏体) 中的溶解度要远远大于 在 α 相( 退火马氏体以及少量因再结晶形成的铁素 体) 中的溶解度，因此碳扩散到奥氏体中，可有效地 延长奥氏体转变前的孕育期［13］，使奥氏体局部区域 的 Ms 点降低，并钉扎位错，导致 α /γ 界面较难移 动，使得奥氏体稳定性提高; 第二次碳配分发生于 400 ℃ 配分保温阶段，由于碳溶解度的差异，碳自退 火马氏体/贝氏体中扩散到奥氏体中，使奥氏体碳含 量进一步提高． 两次配分过程加大了碳在奥氏体中 的富集程度，使得残留奥氏体量增多，同时提高了奥 氏体的稳定性，有利于 TＲIP 效应产生． 在发生形变 时，板条退火马氏体间稳定存在的片状残余奥氏体， 不仅阻止马氏体裂纹的扩展，使裂纹扩展所需的能 量升高［14］，还使其在加工硬化阶段渐进地转变为马 氏体，促使相变能延伸到较大应变阶段，进而产生相 变强化和塑性增长． 图 8 为退火温度为 780 ℃ 的 TAM 钢的电子背 散射衍射表征处理结果，其中浅灰色部分为退火马 氏体基体，蓝色部分为残余奥氏体( 部分片状残余 奥氏体受分辨率影响没有标示出来) ，深色团聚状 区域为团状混合组织，由于内部缺陷较多，故菊池带 信号衬度( BC 值) 表征结果颜色较深． 图 8 退火温度为 780 ℃ 的 TAM 钢的电子背散射衍射表征处理 结果( 蓝色为残余奥氏体) Fig． 8 Electron back-scatter diffraction map of TAM steel annealed at 780 ℃，in which blue regions represent retained austenite 由图 2 可知，团状混合组织多在原始奥氏体晶 界以及马氏体板条束界面上形成． 当非平衡相板条 马氏体组织重新加热回两相区时，在马氏体板条间 形成片状奥氏体( γa ) ，在原始奥氏体晶界上形成粒 状奥氏体( γg ) ． 在较低两相区温度下，γa沿马氏体 板条逐渐长大，而 γg几乎不变，且形核较少; 当在较 高两相区温度等温时，γg形核增多且逐渐长大，形成 块状奥氏体，在随后的冷却过程中大部分变成新生 马氏体/贝氏体． 故随着退火温度的提高，团状组织 呈现增多的趋势［15］． · 0841 ·

第11期 丁然等：退火温度对退火马氏体基TP钢显微组织和力学性能的影响 ·1481· TAM钢经两相区连续退火后得到了退火马氏 续到形变的后期.另外，从图7中可以看出，TAM钢 体板条基体以及板条间片状残余奥氏体，如图9所 存在10%左右的残余奥氏体，残余奥氏体中碳的质 示.这种板条间片状残余奥氏体的稳定性要优于呈 量分数可达1.32%，这种高碳残余奥氏体在室温有 大块状的残余奥氏体，因为处在退火马氏体板条 着相对高的稳定性，在变形过程中，在应力诱导的作 之间的片状残余奥氏体可以通过TP效应有效缓 用下，不断地转变为马氏体，使得拉伸试样能够保特 解周围退火马氏体板条间的应力集中，故局部变形 持续的高加工硬化以抵抗局部变形，得到较高的延 难以在形变过程的早期形成，使得均匀变形能够延 伸率. 5 1/nm 图9.退火温度为780℃的TAM钢电子透射显微镜照片.()电子透射显微镜照片：(b)残奥的衍射斑 Fig.9 Transmission electron micrographs of TAM steel annealed at 780C:(a)transmission electron micrograph:(b)diffraction pattern and index of retained austenite 由图9可以看到，基体组织已经发生了部分等 (3)残余奥氏体主要以片状存在于退火马氏 轴化，TAM钢由于马氏体基体在两相区退火的过程 体板条间，在退火温度较低时很少以大块状存在 中发生了回复以及小部分的再结晶，位错密度大大 较高稳定性的片状残余奥氏体，以及适中的基体/ 降低，基体相对于原先的硬质基体发生了软化，降低 第二相的强度比等使得TAM钢有着良好的性能配 了基体的硬度以及基体和第二相之间的强度比.故 合，有利于TRP效应持续产生作用，促使相变能 TAM钢中高的残奥稳定性是由于良好的分配导致 延伸到较大应变阶段，进而产生相变强化和塑性 的高的碳集中度和适中的第二相相对于基体的强度 增长 比等综合的结果，使得TAM钢的力学性能得到提 高.使用传统的CSi-Mn系成分，就能获得优异的 参考文献 力学性能 [1]Tang D,MiZ L,Chen Y L,et al.Technology and research and development of advanced automobile steel abroad.Iron Steel, 4结论 2005,40(6):1 (唐获，米振莉，陈雨来，等.国外新型汽车用钢的技术要求 (1)TAM钢经过完全淬火以及后续的两相区连 及研究开发现状.钢铁，2005,40(6)：1) 续退火工艺，得到了退火马氏体板条+板条间片状 ] Sugimoto K,lida T,Sakaguchi J,et al.Retained austenite char- 残余奥氏体+新生马氏体/贝氏体和残余奥氏体的 acteristics and tensile properties in a TRIP type bainitic sheet 混合团状组织的显微结构.TAM钢有着规整的板条 steel.SJlm,2000,40(9）:902 Sugimoto K,Kanda A,Kikuchi R,et al.Ductility and formability 组织，随着退火温度的提高，退火马氏体基体的板条 ⊙ of newly developed high strength low alloy TRIP-ided sheet steels 形态逐渐消失，残余奥氏体+新生马氏体/贝氏体的 with annealed martensite matrix./S//Int,2002,42(8):910 团状混合组织逐渐增多. 4] Song S M,Sugimoto K,Kandaka S,et al.Effects of prestraining (2)采用传统的C-Si-Mn系成分，结合完全淬 on high-eycle fatigue strength of high-strength low alloy TRIP-aided steels.Mater Sci Res Int,2003,9(3):223 火+780℃两相区退火的工艺，能够得到综合力学 5]Hojo T,Song S M,Sugimoto K,et al.Hydrogen embrittlement of 性能优异的TAM钢，抗拉强度为1130MPa以上，延 ultra high strength low alloy TRIP-aided steels.Tetsu-to-Hagane 伸率可达20%，强塑积达22600MPa·%. 2004,90(3):177

第 11 期 丁 然等: 退火温度对退火马氏体基 TＲIP 钢显微组织和力学性能的影响 TAM 钢经两相区连续退火后得到了退火马氏 体板条基体以及板条间片状残余奥氏体，如图 9 所 示． 这种板条间片状残余奥氏体的稳定性要优于呈 大块状的残余奥氏体［16］，因为处在退火马氏体板条 之间的片状残余奥氏体可以通过 TＲIP 效应有效缓 解周围退火马氏体板条间的应力集中，故局部变形 难以在形变过程的早期形成，使得均匀变形能够延 续到形变的后期． 另外，从图 7 中可以看出，TAM 钢 存在 10% 左右的残余奥氏体，残余奥氏体中碳的质 量分数可达 1. 32% ，这种高碳残余奥氏体在室温有 着相对高的稳定性，在变形过程中，在应力诱导的作 用下，不断地转变为马氏体，使得拉伸试样能够保持 持续的高加工硬化以抵抗局部变形，得到较高的延 伸率． 图 9 退火温度为 780 ℃的 TAM 钢电子透射显微镜照片． ( a) 电子透射显微镜照片; ( b) 残奥的衍射斑 Fig． 9 Transmission electron micrographs of TAM steel annealed at 780 ℃ : ( a) transmission electron micrograph; ( b) diffraction pattern and index of retained austenite 由图 9 可以看到，基体组织已经发生了部分等 轴化，TAM 钢由于马氏体基体在两相区退火的过程 中发生了回复以及小部分的再结晶，位错密度大大 降低，基体相对于原先的硬质基体发生了软化，降低 了基体的硬度以及基体和第二相之间的强度比． 故 TAM 钢中高的残奥稳定性是由于良好的分配导致 的高的碳集中度和适中的第二相相对于基体的强度 比等综合的结果，使得 TAM 钢的力学性能得到提 高． 使用传统的 C--Si--Mn 系成分，就能获得优异的 力学性能． 4 结论 ( 1) TAM 钢经过完全淬火以及后续的两相区连 续退火工艺，得到了退火马氏体板条 + 板条间片状 残余奥氏体 + 新生马氏体/贝氏体和残余奥氏体的 混合团状组织的显微结构． TAM 钢有着规整的板条 组织，随着退火温度的提高，退火马氏体基体的板条 形态逐渐消失，残余奥氏体 + 新生马氏体/贝氏体的 团状混合组织逐渐增多． ( 2) 采用传统的 C--Si--Mn 系成分，结合完全淬 火 + 780 ℃ 两相区退火的工艺，能够得到综合力学 性能优异的 TAM 钢，抗拉强度为 1130 MPa 以上，延 伸率可达 20% ，强塑积达 22600 MPa·% ． ( 3) 残余奥氏体主要以片状存在于退火马氏 体板条间，在退火温度较低时很少以大块状存在． 较高稳定性的片状残余奥氏体，以及适中的基体 / 第二相的强度比等使得 TAM 钢有着良好的性能配 合，有利于 TＲIP 效应持续产生作用，促使相变能 延伸到较大应变阶段，进而产生相变强化和塑性 增长． 参 考 文 献 ［1］ Tang D，Mi Z L，Chen Y L，et al． Technology and research and development of advanced automobile steel abroad． Iron Steel， 2005，40( 6) : 1 ( 唐荻，米振莉，陈雨来，等． 国外新型汽车用钢的技术要求 及研究开发现状． 钢铁，2005，40( 6) : 1) ［2］ Sugimoto K，Iida T，Sakaguchi J，et al． Ｒetained austenite char￾acteristics and tensile properties in a TＲIP type bainitic sheet steel． ISIJ Int，2000，40( 9) : 902 ［3］ Sugimoto K，Kanda A，Kikuchi Ｒ，et al． Ductility and formability of newly developed high strength low alloy TＲIP-aided sheet steels with annealed martensite matrix． ISIJ Int，2002，42( 8) : 910 ［4］ Song S M，Sugimoto K，Kandaka S，et al． Effects of prestraining on high-cycle fatigue strength of high-strength low alloy TＲIP-aided steels． Mater Sci Ｒes Int，2003，9( 3) : 223 ［5］ Hojo T，Song S M，Sugimoto K，et al． Hydrogen embrittlement of ultra high strength low alloy TＲIP-aided steels． Tetsu-to-Hagane， 2004，90( 3) : 177 · 1841 ·

·1482· 北京科技大学学报 第36卷 [6]Sugimoto K,Kikuchi R,Tsunezawa M,et al.The effects of heat- [12]Fan X.X-ay Diffraction of Metals.Beijing:Mechanical Industry treatment conditions on stretch-flangeability and bendability of Press,1989 high-strength low alloy TRIP-aided sheet steels with annealed mar- (范雄金属X射线学.北京市：机械工业出版社，1989) tensitic matrix.Tetsu-to-Hagane,2003,89(10):1065 [13]Rizzo F C,Edmonds D V,He K,et al.Carbon enrichment of 7]Sugimoto K,Yu B,Mukai Y,et al.Microstructure and formabili- austenite and carbide precipitation during the quenching and par- ty of aluminum bearing TRIP-aided steels with annealed martensite titioning (Q&P)process /Proceedings of International Confer- matrix.SIJ Int,2005,45(8):1194 ence on Solid-Solid Phase Transformations in Inorganie Materials. Sugimoto K,Tsuruta J,Mukai Y.The effects of cold-rolling strain Phoenix AZ,2005:535 on microstructure and formability of Al bearing TRIP-aided cold- [14]Edmonds D V,He K,Miller M K,et al.Microstructural features rolled steel sheets with annealed bainitic lath structure matrix.Tet- of 'quenching and partitioning':a new martensitic steel heat suo-Hagane,2010,96(1):29 treatment.Mater Sci Forum,2007,539:4819 ]Sugimoto K,Fiji D,Yoshikawa N.Fatigue strength of newly de- 5]Wang C Y.Intercritical Heat Treatment of Steels:Ultrafine veloped high-strength low alloy TRIP-aided steels with good hard- Strengthening-Toughening Theory and Process of Duplex Structure enability.Procedia Eng,2010,2(1):359 in the Intercritical Area.Beijing:China Railway Publishing [0]Sugimoto K,Murata M,Song S.Formability of Al-Nb bearing House,2003 ultra high-strength TRIP-aided sheet steels with bainitic ferrite (王传雅.钢的亚温处理：临界区双相组织超细化强韧化理 and/or martensite matrix.ISIJ Int,2010,50(1)162 论及工艺.北京：中国铁道出版社，2003) 1]Lepera FS.Improved etching technique for the determination of [16]Rizzo F C,Martins A R,Speer J G,et al.Quenching and parti- percent martensite in high-strength dual-phase steels.Metallogra- tioning of Ni-added high strength steels.Mater Sci Forum,2007, phy,1979,12(3):263 539543:4476

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 ［6］ Sugimoto K，Kikuchi Ｒ，Tsunezawa M，et al． The effects of heat￾treatment conditions on stretch-flangeability and bendability of high-strength low alloy TＲIP-aided sheet steels with annealed mar￾tensitic matrix． Tetsu-to-Hagane，2003，89( 10) : 1065 ［7］ Sugimoto K，Yu B，Mukai Y，et al． Microstructure and formabili￾ty of aluminum bearing TＲIP-aided steels with annealed martensite matrix． ISIJ Int，2005，45( 8) : 1194 ［8］ Sugimoto K，Tsuruta J，Mukai Y． The effects of cold-rolling strain on microstructure and formability of Al bearing TＲIP-aided cold￾rolled steel sheets with annealed bainitic lath structure matrix． Tet￾su-to-Hagane，2010，96( 1) : 29 ［9］ Sugimoto K，Fiji D，Yoshikawa N． Fatigue strength of newly de￾veloped high-strength low alloy TＲIP-aided steels with good hard￾enability． Procedia Eng，2010，2( 1) : 359 ［10］ Sugimoto K，Murata M，Song S． Formability of Al--Nb bearing ultra high-strength TＲIP-aided sheet steels with bainitic ferrite and /or martensite matrix． ISIJ Int，2010，50( 1) : 162 ［11］ Lepera F S． Improved etching technique for the determination of percent martensite in high-strength dual-phase steels． Metallogra￾phy，1979，12( 3) : 263 ［12］ Fan X． X-ray Diffraction of Metals． Beijing: Mechanical Industry Press，1989 ( 范雄． 金属 X 射线学． 北京市: 机械工业出版社，1989) ［13］ Ｒizzo F C，Edmonds D V，He K，et al． Carbon enrichment of austenite and carbide precipitation during the quenching and par￾titioning ( Q＆P) process / / Proceedings of International Confer￾ence on Solid-Solid Phase Transformations in Inorganic Materials． Phoenix AZ，2005: 535 ［14］ Edmonds D V，He K，Miller M K，et al． Microstructural features of‘quenching and partitioning’: a new martensitic steel heat treatment． Mater Sci Forum，2007，539: 4819 ［15］ Wang C Y． Intercritical Heat Treatment of Steels: Ultrafine Strengthening-Toughening Theory and Process of Duplex Structure in the Intercritical Area． Beijing: China Ｒailway Publishing House，2003 ( 王传雅． 钢的亚温处理: 临界区双相组织超细化强韧化理 论及工艺． 北京: 中国铁道出版社，2003) ［16］ Ｒizzo F C，Martins A Ｒ，Speer J G，et al． Quenching and parti￾tioning of Ni-added high strength steels． Mater Sci Forum，2007， 539-543: 4476 · 2841 ·