第9期 尹鸿祥等：退火时间对冷轧中锰TRIP钢组织和力学性能的影响 ·1161· (a (b) (c) (d) (e) (f) D=14.t un 122 2培 图6冷轧中锰钢经650℃不同退火时间的扫描电镜照片和退火3min电子背散射图.(a)0mim:(b)1mim:(c)3mim: (d)5min:(e)l0min:(f)电子背散射图片 Fig.6 SEM micrographs of the steel after annealing at 650 C for different time and EBSD micrograph after annealing for 3 min: (a)0 min;(b)1 min;(c)3 min;(d)5 min;(e)10 min;(f)EBSD micrograph (a) 图7实验钢经650℃退火不同时间下的透射电镜照片.(a)1mim;(b)3min:(c)5min Fig.7 TEM micrographs of the steel after annealing at650 C for different time:(a)1 min;(b)3 min;(c)5 min 冷轧板初始组织为变形马氏体组织，如图6(a) 状奥氏体还比较细小，而且均匀弥散的分布在基体 所示.在连续退火初始阶段，在原始奥氏体晶界、马 上.随着退火时间的进一步延长(5min),奥氏体继 氏体板条束界和马氏体板条界析出细小碳化物，继 续长大，不仅发生针状奥氏体彼此相遇，聚集连接， 而在碳化物处奥氏体形核并长大.原始奥氏体晶界 而且粒状奥氏体也会发生相遇继续长大，奥氏体成 和马氏体板条束界形核奥氏体长大成为细小粒状奥 为大的粒状结构，图6(d)与图7(c)所示，铁素体 氏体，如图7(a)中箭头A所示.马氏条板条间的奥 量减少，且被奥氏体相分割.这种形态的奥氏体变 氏体长大成为细小针状奥氏体，与退火马氏体保持 形转变的马氏体，可能会使裂纹容易扩展，导致延 K-S关系，即{111}/{011}M,<01i>y∥<i11>M, 性恶化.所以塑性会有所下降.两相区保温时间为 如图7(a)中箭头B所示.奥氏体的形成很快，从 10mi血时，奥氏体体积分数有所增加，如图4所示 图6(b)可以看出，1min保温已经有大量奥氏体形 从图7可以看出，其形貌特征较5mi退火奥氏体 成，碳化物已基本消失，这是由于碳原子向奥氏体 合并更剧烈.通过实验钢退火3min电子背散射可 扩散造成的，但还保留马氏体板条特征.退火时间 以证明铁素体晶粒尺寸基本小于0.2um,而奥氏体 继续延长(3mi),细小粒状奥氏体继续长大，而同 晶粒尺寸在0.3m左右，获得了超细晶组织，远小 一板条束间有的地方针状奥氏体彼此相遇，由于空 于传统TRP钢晶粒大小 间取向相同，将长大成为粒状奥氏体，如图6(c)与 这种超细组织的产生可能与冷轧过程中产生 图7(b),还能隐约看见板条马氏体特征.这时的粒 的大量的位错和缺陷，即产生大量的形变储能有关第 9 期 尹鸿祥等：退火时间对冷轧中锰 TRIP 钢组织和力学性能的影响 1161 ·· 图 6 冷轧中锰钢经 650 ℃不同退火时间的扫描电镜照片和退火 3 min 电子背散射图. (a) 0 min；(b) 1 min；(c) 3 min； (d) 5 min；(e) 10 min；(f) 电子背散射图片 Fig.6 SEM micrographs of the steel after annealing at 650 ℃ for different time and EBSD micrograph after annealing for 3 min: (a) 0 min; (b) 1 min; (c) 3 min; (d) 5 min; (e) 10 min; (f) EBSD micrograph 图 7 实验钢经 650 ℃退火不同时间下的透射电镜照片. (a) 1 min; (b) 3 min; (c) 5 min Fig.7 TEM micrographs of the steel after annealing at650 ℃ for different time: (a) 1 min; (b) 3 min; (c) 5 min 冷轧板初始组织为变形马氏体组织，如图 6(a) 所示. 在连续退火初始阶段，在原始奥氏体晶界、马 氏体板条束界和马氏体板条界析出细小碳化物，继 而在碳化物处奥氏体形核并长大. 原始奥氏体晶界 和马氏体板条束界形核奥氏体长大成为细小粒状奥 氏体，如图 7(a) 中箭头 A 所示. 马氏条板条间的奥 氏体长大成为细小针状奥氏体，与退火马氏体保持 K-S 关系，即{111}γ//{011}M, < 01¯1 >γ //<¯111>M， 如图 7(a) 中箭头 B 所示. 奥氏体的形成很快，从 图 6(b) 可以看出，1 min 保温已经有大量奥氏体形 成，碳化物已基本消失，这是由于碳原子向奥氏体 扩散造成的，但还保留马氏体板条特征. 退火时间 继续延长 (3 min)，细小粒状奥氏体继续长大，而同 一板条束间有的地方针状奥氏体彼此相遇，由于空 间取向相同，将长大成为粒状奥氏体，如图 6(c) 与 图 7(b)，还能隐约看见板条马氏体特征. 这时的粒 状奥氏体还比较细小，而且均匀弥散的分布在基体 上. 随着退火时间的进一步延长 (5 min)，奥氏体继 续长大，不仅发生针状奥氏体彼此相遇，聚集连接， 而且粒状奥氏体也会发生相遇继续长大，奥氏体成 为大的粒状结构，图 6(d) 与图 7(c) 所示，铁素体 量减少，且被奥氏体相分割. 这种形态的奥氏体变 形转变的马氏体，可能会使裂纹容易扩展，导致延 性恶化. 所以塑性会有所下降. 两相区保温时间为 10 min 时，奥氏体体积分数有所增加，如图 4 所示. 从图 7 可以看出，其形貌特征较 5 min 退火奥氏体 合并更剧烈. 通过实验钢退火 3 min 电子背散射可 以证明铁素体晶粒尺寸基本小于 0.2 µm，而奥氏体 晶粒尺寸在 0.3 µm 左右，获得了超细晶组织，远小 于传统 TRIP 钢晶粒大小. 这种超细组织的产生可能与冷轧过程中产生 的大量的位错和缺陷，即产生大量的形变储能有关