.1160 北京科技大学学报 第35卷 式中，V,为残余奥氏体的体积分数，I,为奥氏 为铁素体或亚稳奥氏体冷却过程中转化的马氏体组 体{200、{220}和{311}晶面衍射峰的积分强度，1a 织，凹陷（蓝色）的组织为两相区退火时形成的亚稳 为铁素体{200}和{211晶面衍射峰的积分强度，K。 奥氏体.冷轧实验钢退火后透射电镜照片如图7所 和K,分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数. 示.通过衍射斑可以证明箭头所指为奥氏体 残余奥氏体中碳的质量分数用下式进行计 1600 22 算1： 129 1500 20 28 C=(a-3.547)/0.0467. (2) 1400 屈服强度 ·抗拉强度 1300 -▲征伸率 18 2> 式中：C为残余奥氏体中碳的质量分数：a,为残 ★强塑积 1200 16 25 余奥氏体{220}的晶格常数，nm. 装1100 14 24 1000 2实验结果与分析 900 22 2.1连续退火时间对力学性能的影响 800 10 10 121 6 从图3可以看出，实验钢的屈服强度开始基 退火时间/min 本保持不变，随着时间的延长，屈服强度显著降低， 图3连续退火时间对力学性能的影响 这可能与实验钢退火过程中马氏体的回复和残余奥 Fig.3 Effect of continuous annealing time on the mechanical 氏体转化为马氏体有关.马氏体回复过程中位错重 properties 新组合、调整和对消，位错缠结减弱.应变初期大 量亚稳奥氏体转变为马氏体时可引起应力松弛.这 30 1.0 ]10 0.9 19 都有利于屈服的发生.实验钢的抗拉强度随退火时 25 0.8 间的延长先稍微降低后明显升高，随后基本保持不 0.7 数20 17 0.6 变.开始抗拉强度降低应该是马氏体的回复起主导 6 16 -·一残余奥氏体体积分数 5 作用，而后抗拉强度升高则是退火冷却过程中奥氏 一一C质量分数 10 体转化为马氏体和拉伸变形过程中TRP效应转变 出 -·-Mn质量分数 3 0.2 12 为马氏体的强化作用造成的.实验钢的延伸率则先 0.1 1 升高后降低，在3min时达到最大值.通过X射线 0.0 J0 4 10 衍射测量不同退火时间实验钢中残余奥氏体体积分 退火时间/min 数，结果如图4所示，X射线衍射图谱如图5所示. 图4冷轧态及不同退火状态下的奥氏体的体积分数和奥氏 通过式（②）计算残余奥氏体中碳含量，通过X射 体中C、Mn质量分数 线能量色散谱方法测量残余奥氏体中锰含量，计算 Fig.4 Volume fraction of retained austenite at different in- 和测量结果如图4所示.退火不同时间实验钢残余 tercritical annealing time and mass fractions of C and Mn in 奥氏体中碳的质量分数维持在0.9%左右：而锰的质 retained austenite 量分数有较大不同，退火3mi血时最高，从而增加 奥氏体稳定性，表现出好的延伸率.这与传统TRP 4500 4000 (211) 钢碳是奥氏体稳定的决定性元素有所不同，因为实 3500 (200) 验钢M含量较高，有显著稳定奥氏体的作用.可 (220) 3000 见并不是残余奥氏体含量越多，延伸率越好，还与 2500 残余奥氏体稳定性有关.因此，两相区退火过程中， 2000 (200) (311) 退火马氏体和奥氏体应该有一个最佳比例，以致最 1500 后组织中残余奥氏体有一个最佳比例.强塑积变化 1000 10 min 趋势与延伸率趋势一致，先升高后降低，在3min 5 min 500 -3 min 达到最大值28GPa%. -1 min 2.2退火时间对微观组织的影响 60 70 80 100 20/() 退火前和退火后的扫描电镜照片如图6所示. 图5不同退火时间下实验钢的X射线衍射图谱 退火试样扫描照片中呈现出凹陷的组织与凸出的组 织.通过电子背散射可以证明，凸出的组织（红色） Fig.5 XRD patterns of the steel after annealing for different time· 1160 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 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}和{211}晶面衍射峰的积分强度，Kα 和 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[14]： Cγ = (aγ − 3.547)/0.0467. (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. 2 实验结果与分析 2.1 连续退火时间对力学性能的影响 从图 3 可以看出，实验钢的屈服强度开始基 本保持不变，随着时间的延长，屈服强度显著降低， 这可能与实验钢退火过程中马氏体的回复和残余奥 氏体转化为马氏体有关. 马氏体回复过程中位错重 新组合、调整和对消，位错缠结减弱. 应变初期大 量亚稳奥氏体转变为马氏体时可引起应力松弛. 这 都有利于屈服的发生. 实验钢的抗拉强度随退火时 间的延长先稍微降低后明显升高，随后基本保持不 变. 开始抗拉强度降低应该是马氏体的回复起主导 作用，而后抗拉强度升高则是退火冷却过程中奥氏 体转化为马氏体和拉伸变形过程中 TRIP 效应转变 为马氏体的强化作用造成的. 实验钢的延伸率则先 升高后降低，在 3 min 时达到最大值. 通过 X 射线 衍射测量不同退火时间实验钢中残余奥氏体体积分 数，结果如图 4 所示，X 射线衍射图谱如图 5 所示. 通过式 (2) 计算残余奥氏体中碳含量，通过 X 射 线能量色散谱方法测量残余奥氏体中锰含量，计算 和测量结果如图 4 所示. 退火不同时间实验钢残余 奥氏体中碳的质量分数维持在 0.9%左右；而锰的质 量分数有较大不同，退火 3 min 时最高，从而增加 奥氏体稳定性，表现出好的延伸率. 这与传统 TRIP 钢碳是奥氏体稳定的决定性元素有所不同，因为实 验钢 Mn 含量较高，有显著稳定奥氏体的作用. 可 见并不是残余奥氏体含量越多，延伸率越好，还与 残余奥氏体稳定性有关. 因此，两相区退火过程中， 退火马氏体和奥氏体应该有一个最佳比例，以致最 后组织中残余奥氏体有一个最佳比例. 强塑积变化 趋势与延伸率趋势一致，先升高后降低，在 3 min 达到最大值 28 GPa·%. 2.2 退火时间对微观组织的影响 退火前和退火后的扫描电镜照片如图 6 所示. 退火试样扫描照片中呈现出凹陷的组织与凸出的组 织. 通过电子背散射可以证明，凸出的组织 (红色) 为铁素体或亚稳奥氏体冷却过程中转化的马氏体组 织，凹陷 (蓝色) 的组织为两相区退火时形成的亚稳 奥氏体. 冷轧实验钢退火后透射电镜照片如图 7 所 示. 通过衍射斑可以证明箭头所指为奥氏体. 图 3 连续退火时间对力学性能的影响 Fig.3 Effect of continuous annealing time on the mechanical properties 图 4 冷轧态及不同退火状态下的奥氏体的体积分数和奥氏 体中 C、Mn 质量分数 Fig.4 Volume fraction of retained austenite at different in￾tercritical annealing time and mass fractions of C and Mn in retained austenite 图 5 不同退火时间下实验钢的 X 射线衍射图谱 Fig.5 XRD patterns of the steel after annealing for different time