第3期 尹鸿祥等：退火温度对超细晶中锰TP钢组织性能的影响 ·309· 济的汽车设计越来越受到汽车商的青睐.这就对汽 分如表1所示.将铸锭加热到1200℃保温1h后开 车轻量化和安全性提出了挑战，要求汽车结构件用 锻，终锻温度为800℃，将锻件加热至1200℃保温 钢具有高的强塑积.以F钢和DP钢为代表的第一 2h,开轧温度1150℃，经6道次从40mm热轧至 代汽车钢已不能满足轻量化和高安全的双重要 4mm,终轧温度为900℃，轧后空冷至600℃，模拟 求O:以TWIP钢为代表的第二代汽车用钢虽然强 卷曲.热轧板经酸洗后冷轧至1.5mm.把冷轧板切 塑积达到了60GPa·%的级别P-,但是添加了大量 割成220mm×70mm标准样在钢板连续退火模拟机 的合金元素，使成本较高，制造工艺复杂.目前国内 进行热处理 外工业生产用传统TRP钢主要有6O0MPa和 表1实验用钢化学成分（质量分数） 8O0MPa两个强度级别，而更高级别的TRIP钢由于 Table 1 Chemical composition of the studied steel % 添加比较贵重合金元素而限制了使用.以中锰钢为 C Si Mn Nb P 代表的高强塑积第三代汽车用钢通过Mn元素的适 0.080 0.156.72 0.0340.0090.013 量添加与合理的工艺参数的控制来获得具有一定组 分配比的组织结构，利用TP效应同时获得高强 基于实验钢化学成分，利用Thermo-Cale软件模 度和高塑性。目前研究多采用罩式退火工艺， 拟计算Fe-C-Mn系平衡相图、相组分以及奥氏体 生产效率较低.本文模拟连续退火工艺，设计和研 中C、Mn元素含量的变化，如图1所示.两相区保 究了0.1C-7Mn中锰TRP钢，并对板材的力学性 温温度分别选取590、630、650、680和710℃，退火 能、微观组织和相关机理进行了比较和探讨. 保温时间定为3min,加热速度为l0℃s-1,冷却速 度为10℃s,热处理工艺如图2所示. 1 实验材料及方法 测定与计算残余奥氏体含量，采用D5000X射 实验钢采用50kg真空中频感应炉冶炼，化学成 线衍射仪得到衍射图谱，再利用X射线衍射分析软 900 100 0.30 40 a (e) 800 奥氏体 Mn 80 铁素体 0.25 0 德碳体+到氏体 0.20 最60 铁素体+涉碳体 500 贵氏体 0 0.10 400 铁素体+渗碳体 20 奥氏体 300 0.05 C 渗碳体 2006 02040.608 1.0 450 550 650 750 300400500600 700800 碳质量分数% 温度℃ 温度℃ 图1Fe-C-M加系中锰钢平衡相图(a)、铁素体和奥氏体摩尔分数随两相区保温温度的变化(b)以及奥氏体中C、Mn质量分数随退火温度 的变化(c) Fig.1 Equilibrium phase diagram of Fe-C-Mn steel (a):changes in molar fraction of ferrite and austenite with the increase of intercritical annealing temperature (b):changes of C and Mn contents with the increase of intercritical annealing temperature (c) 900 件进行寻峰处理，并计算衍射峰角度、半高宽和积分 750 590.630.650.680.710℃.3min 强度，选择奥氏体的{200}、{220}、{311}衍射线以 -Ac. 及铁素体{200}、{211}的衍射线，利用下式计算残 600 余奥氏体含量)： 450 IK。 10℃ 10℃· V,=1K+1.K (1) 300- 150 式中，V,为残余奥氏体的体积分数，1，为奥氏体 (200}、{220}和{311}晶面衍射峰的积分强度，1。为 时间/min 铁素体{200}和{211}晶面衍射峰的积分强度，K。 图2热处理工艺 和K,分别为铁素体相和奥氏体相的反射系数 Fig.2 Heat-treatment scheme of intercritical annealing 残余奥氏体的碳含量用下式进行计算：第 3 期 尹鸿祥等: 退火温度对超细晶中锰 TＲIP 钢组织性能的影响 济的汽车设计越来越受到汽车商的青睐． 这就对汽 车轻量化和安全性提出了挑战，要求汽车结构件用 钢具有高的强塑积． 以 IF 钢和 DP 钢为代表的第一 代汽车钢已不能满足轻量化和高安全的双重要 求［1］; 以 TWIP 钢为代表的第二代汽车用钢虽然强 塑积达到了 60 GPa·% 的级别［2--6］，但是添加了大量 的合金元素，使成本较高，制造工艺复杂． 目前国内 外工 业 生 产 用 传 统 TＲIP 钢 主 要 有 600 MPa 和 800 MPa两个强度级别，而更高级别的 TＲIP 钢由于 添加比较贵重合金元素而限制了使用． 以中锰钢为 代表的高强塑积第三代汽车用钢通过 Mn 元素的适 量添加与合理的工艺参数的控制来获得具有一定组 分配比的组织结构，利用 TＲIP 效应同时获得高强 度和高塑性． 目前研究多采用罩式退火工艺［7--12］， 生产效率较低． 本文模拟连续退火工艺，设计和研 究了 0. 1C--7Mn 中锰 TＲIP 钢，并对板材的力学性 能、微观组织和相关机理进行了比较和探讨． 1 实验材料及方法 实验钢采用50 kg 真空中频感应炉冶炼，化学成 分如表 1 所示． 将铸锭加热到 1200 ℃ 保温 1 h 后开 锻，终锻温度为 800 ℃，将锻件加热至 1200 ℃ 保温 2 h，开轧温度 1150 ℃，经 6 道次从 40 mm 热轧至 4 mm，终轧温度为 900 ℃，轧后空冷至 600 ℃，模拟 卷曲． 热轧板经酸洗后冷轧至 1. 5 mm． 把冷轧板切 割成220 mm × 70 mm 标准样在钢板连续退火模拟机 进行热处理． 表 1 实验用钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the studied steel % C Si Mn Nb P S 0. 080 0. 15 6. 72 0. 034 0. 009 0. 013 基于实验钢化学成分，利用 Thermo-Calc 软件模 拟计算 Fe--C--Mn 系平衡相图、相组分以及奥氏体 中 C、Mn 元素含量的变化，如图 1 所示． 两相区保 温温度分别选取 590、630、650、680 和 710 ℃，退火 保温时间定为 3 min，加热速度为 10 ℃·s － 1，冷却速 度为 10 ℃·s － 1，热处理工艺如图 2 所示． 测定与计算残余奥氏体含量，采用 D5000X 射 线衍射仪得到衍射图谱，再利用 X 射线衍射分析软 图 1 Fe--C--Mn 系中锰钢平衡相图( a) 、铁素体和奥氏体摩尔分数随两相区保温温度的变化( b) 以及奥氏体中 C、Mn 质量分数随退火温度 的变化( c) Fig． 1 Equilibrium phase diagram of Fe-C-Mn steel ( a) ; changes in molar fraction of ferrite and austenite with the increase of intercritical annealing temperature ( b) ; changes of C and Mn contents with the increase of intercritical annealing temperature ( c) 图 2 热处理工艺 Fig． 2 Heat-treatment scheme of intercritical annealing 件进行寻峰处理，并计算衍射峰角度、半高宽和积分 强度，选择奥氏体的{ 200} 、{ 220} 、{ 311} 衍射线以 及铁素体{ 200} 、{ 211} 的衍射线，利用下式计算残 余奥氏体含量［13］: Vγ = IγKα IγKα + Iα Kγ ． ( 1) 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． 残余奥氏体的碳含量用下式进行计算［14］: · 903 ·