·1324· 工程科学学报，第37卷，第10期 界面推移速度持续衰减，到约17000s以后奥氏体几乎 退火奥氏体内锰的质量分数高出650℃情况下约 停止生长，说明系统达到该温度下的平衡状态 40%.虽然600℃退火奥氏体生长速度缓慢，但这也为 针对两个退火温度下，达到相同数量奥氏体时碳 锰在铁素体内扩散提供足够的时间.锰在铁素体内的 锰元素在两相中的分布进行了考察.从图8中可以看 充分扩散使得更多的锰在奥氏体内富集.从扩散结果 出低温退火碳在奥氏体界面富集程度略高于高温退火 可知，低温长时退火可使得锰在奥氏体中聚集度提高， 情况，但是退火温度对锰的分布差异影响显著.600℃ 从而提高奥氏体的稳定性. 0.6 600℃.19000. (b) 11 05 10 600℃.19000 0.4 650℃.229 9 8 6 650℃.229. 0.1 15 20 10 15 20 25 距离10*m 距离/10*m 图8奥氏体体积分数为20%时两个温度下碳(a)和锰(b)的质量分数分布 Fig.8 Content profiles of C (a)and Mn (b)when the austenite volume fraction is 20% duced plasticity.Philos Mag A,2001,81(7):1789 4结论 B]Jacques P,Furnemont Q,Godet S,et al.Micromechanical char- (1)中锰钢奥氏体化初期，马氏体中的过饱和碳 acterisation of TRIP-assisted multiphase steels by in situ neutron 锰元素将在化学势梯度的驱动下从铁素体一侧扩散到 diffraction.Philos Mag,2006,86(16):2371 [4]Matlock D K,Brautigam V E,Speer J G.Application of the quench- 奥氏体一侧并富集在奥氏体中.碳在奥氏体中迅速均 ing and partitioning (&process to a medium-carbon high Si mi- 化，但锰在相界面奥氏体一侧的富集难以均化. croalloyed bar steel.Mater Sci Forum,2003,426-432:1089 (2)奥氏体化中后期相界面奥氏体一侧的锰富集 [5] Edmondsa D V,Hea K,Rizzo F C,et al.Quenching and parti- 越发严重，与相界面远端的质量分数差异可达到60% tioning martensite:a novel steel heat treatment.Mater Sci Eng A, 以上.碳在奥氏体侧相界面及相界面远端的质量分数 2006,438-440:25 差异不超过15%，碳仅在扩大的奥氏体区域内发生均 [6 Sugimoto K.Yu B,Mukai Y,et al.Microstructure and formabili- ty of aluminum bearing TRIP-aided steels with annealed martensite 化分配. matrix,1SJt,2005,45(8):1194 (3)在相变初期奥氏体界面推移速度比中后期高 Niikura M.Morris J W.Thermal processing of ferritic 5Mn steel 出若干个数量级，但随时间推移迅速衰减.相变初期 for toughness at cryogenic temperatures.Metall TransA,1980,11 是碳扩散主导，相变后期界面推移受到锰在奥氏体中 (9):1531 的扩散速度制约.温度升高可显著提高相界面推移 [8]Shi J.Sun X J,Wang M Q,et al.Enhanced work-hardening be- 速度 haviour and mechanical properties in ultrafine-grained steels with (4)在达到相同数量奥氏体的情况下，低温长时 large-fractioned metastable austenite.Scripta Mater,2010,63 (8):815 退火有利于锰从铁素体向奥氏体的富集从而提高奥氏 9]HaraT,Maruyama N,Shinohara Y,et al.Abnormal a to y trans- 体的稳定性 formation behavior of steels with a martensite and bainite micro- structure at a slow reheating rate.IS/J Int,2009,49(11):1792 参考文献 [10]De Moor E,Matlock D K,Speer J G,et al.Austenite stabiliza- ["World Auto Steel"Committee.Adranced High Strength Steel tion through manganese enrichment.Scripta Mater,2011,64 (AHSS)Application Guidelines Version 4.1.World steel associa- (2):185 tion,2009 [11]Lee S,Lee S J,Bruno C,et al.Austenite stability of ultrafine- Jacques P.Furnemont Q,Mertens A,et al.On the sources of grained transformation-induced plasticity steel with Mn partitio- work hardening in multiphase steels assisted by transformation-in- ning.Scripta Mater,2011,65(3):225工程科学学报，第 37 卷，第 10 期 界面推移速度持续衰减，到约 17000 s 以后奥氏体几乎 停止生长，说明系统达到该温度下的平衡状态． 针对两个退火温度下，达到相同数量奥氏体时碳 锰元素在两相中的分布进行了考察． 从图 8 中可以看 出低温退火碳在奥氏体界面富集程度略高于高温退火 情况，但是退火温度对锰的分布差异影响显著． 600 ℃ 退火奥 氏 体 内 锰 的 质 量 分 数 高 出 650 ℃ 情 况 下 约 40% ． 虽然600 ℃退火奥氏体生长速度缓慢，但这也为 锰在铁素体内扩散提供足够的时间． 锰在铁素体内的 充分扩散使得更多的锰在奥氏体内富集． 从扩散结果 可知，低温长时退火可使得锰在奥氏体中聚集度提高， 从而提高奥氏体的稳定性． 图 8 奥氏体体积分数为 20% 时两个温度下碳( a) 和锰( b) 的质量分数分布 Fig． 8 Content profiles of C ( a) and Mn ( b) when the austenite volume fraction is 20% 4 结论 ( 1) 中锰钢奥氏体化初期，马氏体中的过饱和碳 锰元素将在化学势梯度的驱动下从铁素体一侧扩散到 奥氏体一侧并富集在奥氏体中． 碳在奥氏体中迅速均 化，但锰在相界面奥氏体一侧的富集难以均化． ( 2) 奥氏体化中后期相界面奥氏体一侧的锰富集 越发严重，与相界面远端的质量分数差异可达到 60% 以上． 碳在奥氏体侧相界面及相界面远端的质量分数 差异不超过 15% ，碳仅在扩大的奥氏体区域内发生均 化分配． ( 3) 在相变初期奥氏体界面推移速度比中后期高 出若干个数量级，但随时间推移迅速衰减． 相变初期 是碳扩散主导，相变后期界面推移受到锰在奥氏体中 的扩散速度制约． 温度升高可显著提高相界面推移 速度． ( 4) 在达到相同数量奥氏体的情况下，低温长时 退火有利于锰从铁素体向奥氏体的富集从而提高奥氏 体的稳定性． 参 考 文 献 ［1］ “World Auto Steel”Committee． Advanced High Strength Steel ( AHSS) Application Guidelines Version 4. 1． World steel associa￾tion，2009 ［2］ Jacques P，Furnemont Q，Mertens A，et al． On the sources of work hardening in multiphase steels assisted by transformation-in￾duced plasticity． Philos Mag A，2001，81( 7) : 1789 ［3］ Jacques P，Furnemont Q，Godet S，et al． Micromechanical char￾acterisation of TＲIP-assisted multiphase steels by in situ neutron diffraction． Philos Mag，2006，86( 16) : 2371 ［4］ Matlock D K，Brutigam V E，Speer J G． Application of the quench￾ing and partitioning ( Q＆P) process to a medium-carbon high Si mi￾croalloyed bar steel． Mater Sci Forum，2003，426--432: 1089 ［5］ Edmondsa D V，Hea K，Ｒizzo F C，et al． Quenching and parti￾tioning martensite: a novel steel heat treatment． Mater Sci Eng A， 2006，438--440: 25 ［6］ 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 ［7］ Niikura M，Morris J W． Thermal processing of ferritic 5Mn steel for toughness at cryogenic temperatures． Metall Trans A，1980，11 ( 9) : 1531 ［8］ Shi J，Sun X J，Wang M Q，et al． Enhanced work-hardening be￾haviour and mechanical properties in ultrafine-grained steels with large-fractioned metastable austenite． Scripta Mater，2010，63 ( 8) : 815 ［9］ Hara T，Maruyama N，Shinohara Y，et al． Abnormal α to γ trans￾formation behavior of steels with a martensite and bainite micro￾structure at a slow reheating rate． ISIJ Int，2009，49( 11) : 1792 ［10］ De Moor E，Matlock D K，Speer J G，et al． Austenite stabiliza￾tion through manganese enrichment． Scripta Mater，2011，64 ( 2) : 185 ［11］ Lee S，Lee S J，Bruno C，et al． Austenite stability of ultrafine￾grained transformation-induced plasticity steel with Mn partitio￾ning． Scripta Mater，2011，65( 3) : 225 ·1324·