,756 北京科技大学学报 第32卷 膜厚度约为0.1m,马氏体则伴随着残余奥氏体一 表4退火结束后各工艺下试样残余奥氏体量和碳含量 起以马奥岛的形式出现，如图2(c)所示 Table 4 Austenite cabon con tent and retaned austenite content of sam 由表1表2和图1可知，热处理工艺对试样的 ples after annealing 力学性能和显微组织有显著影响，比较试样2和试 残余奥氏体的 残余奥氏体碳含量 试样 体积分数% (质量分数)% 样3可以发现，两相区加热温度对强度有影响，而对 5.89 1.36 延伸率没有明显影响.从微观组织来看，试样3的 6.98 1.42 铁素体晶粒更加细小、分布也更加均匀，原因有以 6.99 1.53 下两个方面：①850℃保温比800C保温更有利于原 始铁素体发生再结晶；②850℃保温得到的奥氏体更 碳含量则进一步增加，其原因可能有以下两个方 多，而更多奥氏体的形成也消耗了更多的原始铁素 面：①在460℃贝氏体等温结束后的冷却过程中，部 体，导致其在随后的冷却过程中生成更多细小的次 分奥氏体相变为贝氏体，使得奥氏体量减少，奥氏体 生铁素体，这表明适当地提高两相区加热温度，可 碳含量进一步增加；②在460℃贝氏体等温结束后 以细化晶粒， 的冷却过程中，部分不稳定的奥氏体相变为马氏体. 2.2残余奥氏体特性 图4(b)所反映的是奥氏体的平均碳含量，部分残余 利用XRD测量的三种工艺条件下各试样的衍 奥氏体碳含量高于平均值，但也有部分奥氏体碳含 射峰如图3所示，利用该衍射峰计算的残余奥氏体 量低于平均值[，这些不稳定的奥氏体在随后冷却 量和残余奥氏体碳含量如表4所示 过程中会相变为马氏体 5000 2.3实验用钢的相变规律 her(211) 4000 图5是利用淬火热膨胀仪DL805A测量的实 wc200 ×3000 验用钢在热处理过程中的膨胀曲线以及两相区的相 ec200 试样3 fee(220) f(311) 变规律.图5(a)是实验用钢在加热过程中的膨胀 2000 曲线，用来测量实验用钢的AG和Ag温度.通过 试样2 膨胀曲线，得到实验用钢在10C·s的加热速率 试样1 下，Aa和Ag温度分别是750C和1000C.与传统 70 80 00 20y 的高SiTRIP钢对比可以发现，本文所研究的低 S咖A热镀锌TRP钢两相区很宽，说明添加A能 图3各试样的XRD衍射图谱 大幅度扩大两相区温度范围，特别是大幅度地提高 Fig 3 X-ray diffraction pattems of samples As温度，图5(b)是利用图5(a)中的膨胀曲线，依 三种工艺条件下各试样热处理过程中奥氏体量 据相变区间的杠杆原理计算得到两相区内不同温度 变化和奥氏体碳含量变化如图4所示，在热处理过 下的相变量).图5(c)是试样23在两相区保温 程中，奥氏体量逐渐减少，而奥氏体碳含量逐渐增 后冷却至460C时的膨胀曲线，冷却速率为20C· 加.从图4(a)可以知道，在贝氏体相变结束后的缓 g.从图5(c)中的膨胀曲线可得到，试样3在 冷阶段，残余奥氏体量进一步减少，而奥氏体的平均 850℃保温后以20℃·s的速率冷却时，膨胀曲线上 a 2☑试样1 ▣试样2 Z☑试样1 四试样3 ☐试样2 四试样3 05 两相区 贝氏体 贝氏体 热处理 两相区 贝氏体 贝氏体 热处理 退火结束 相变开始 相变结束 结束 退火结束 相变开始相变结束 结束 图4试样在热处理各阶段奥氏体含量(a)和奥氏体碳含量(b) Fig 4 Austenite con tent (a)and austenite catbon content (b)of samples in different heat treament stages北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 膜厚度约为0∙1μｍ．马氏体则伴随着残余奥氏体一 起以马奥岛的形式出现‚如图 2（ｃ）所示． 由表 1、表 2和图 1可知‚热处理工艺对试样的 力学性能和显微组织有显著影响．比较试样 2和试 样 3可以发现‚两相区加热温度对强度有影响‚而对 延伸率没有明显影响．从微观组织来看‚试样 3的 铁素体晶粒更加细小、分布也更加均匀．原因有以 下两个方面：①850℃保温比 800℃保温更有利于原 始铁素体发生再结晶；②850℃保温得到的奥氏体更 多‚而更多奥氏体的形成也消耗了更多的原始铁素 体‚导致其在随后的冷却过程中生成更多细小的次 生铁素体．这表明适当地提高两相区加热温度‚可 以细化晶粒． 2∙2 残余奥氏体特性 利用 ＸＲＤ测量的三种工艺条件下各试样的衍 射峰如图 3所示‚利用该衍射峰计算的残余奥氏体 量和残余奥氏体碳含量如表 4所示． 图 3 各试样的 ＸＲＤ衍射图谱 Ｆｉｇ．3 Ｘ-ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｓｏｆｓａｍｐｌｅｓ 图 4 试样在热处理各阶段奥氏体含量 （ａ）和奥氏体碳含量 （ｂ） Ｆｉｇ．4 Ａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｔｅｎｔ（ａ） ａｎｄａｕｓｔｅｎｉｔｅｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔ（ｂ） ｏｆｓａｍｐｌｅｓｉｎｄｉｆｆｅｒｅｎｔｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｓｔａｇｅｓ 三种工艺条件下各试样热处理过程中奥氏体量 变化和奥氏体碳含量变化如图 4所示．在热处理过 程中‚奥氏体量逐渐减少‚而奥氏体碳含量逐渐增 加．从图 4（ａ）可以知道‚在贝氏体相变结束后的缓 冷阶段‚残余奥氏体量进一步减少‚而奥氏体的平均 表 4 退火结束后各工艺下试样残余奥氏体量和碳含量 Ｔａｂｌｅ4 Ａｕｓｔｅｎｉｔｅｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔａｎｄｒｅｔａｉｎｅｄａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｔｅｎｔｏｆｓａｍ- ｐｌｅｓａｆｔｅｒａｎｎｅａｌｉｎｇ 试样 残余奥氏体的 体积分数／％ 残余奥氏体碳含量 （质量分数 ）／％ 1 5∙89 1∙36 2 6∙98 1∙42 3 6∙99 1∙53 碳含量则进一步增加．其原因可能有以下两个方 面：①在 460℃贝氏体等温结束后的冷却过程中‚部 分奥氏体相变为贝氏体‚使得奥氏体量减少‚奥氏体 碳含量进一步增加；②在 460℃贝氏体等温结束后 的冷却过程中‚部分不稳定的奥氏体相变为马氏体． 图 4（ｂ）所反映的是奥氏体的平均碳含量‚部分残余 奥氏体碳含量高于平均值‚但也有部分奥氏体碳含 量低于平均值 ［9］‚这些不稳定的奥氏体在随后冷却 过程中会相变为马氏体． 2∙3 实验用钢的相变规律 图 5是利用淬火热膨胀仪 ＤＩＬ805Ａ测量的实 验用钢在热处理过程中的膨胀曲线以及两相区的相 变规律．图 5（ａ）是实验用钢在加热过程中的膨胀 曲线‚用来测量实验用钢的 Ａｃ1 和 Ａｃ3 温度．通过 膨胀曲线‚得到实验用钢在 10℃·ｓ —1的加热速率 下‚Ａｃ1和 Ａｃ3温度分别是750℃和1000℃．与传统 的高 ＳｉＴＲＩＰ钢 ［10］对比可以发现‚本文所研究的低 Ｓｉ加 Ａｌ热镀锌 ＴＲＩＰ钢两相区很宽‚说明添加 Ａｌ能 大幅度扩大两相区温度范围‚特别是大幅度地提高 Ａｃ3温度．图 5（ｂ）是利用图 5（ａ）中的膨胀曲线‚依 据相变区间的杠杆原理计算得到两相区内不同温度 下的相变量 ［11］．图 5（ｃ）是试样 2、3在两相区保温 后冷却至 460℃时的膨胀曲线‚冷却速率为 20℃· ｓ —1．从图 5（ｃ）中的膨胀曲线可得到‚试样 3在 850℃保温后以20℃·ｓ —1的速率冷却时‚膨胀曲线上 ·756·