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·