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 ·311· 条板条束内的针状奥氏体彼此相遇，由于空间取向 奥氏体冷却时又转变为马氏体，只有一小部分细小 相同，将合并成比较粗大的粒状奥氏体；但整体合并 粒状和针状奥氏体过于稳定，冷却至室温依然存在， 不强烈，奥氏体分布还比较弥散，图4(c)所示.退 如图4(d)所示.710℃退火时，己经超过Ac3温度， 火马氏体可以看到明显板条马氏体特征，证明马氏 迅速转变为细小的粒状奥氏体，C、Mn含量达到最 体还没发生再结晶.680℃两相区退火时，奥氏体分 低值，奥氏体极不稳定，在随后冷却过程中几乎全部 数增多，奥氏体中C、Mn含量降低，大部分粗大粒状 转变为马氏体，如图4(e)所示. 图5实验钢不同退火温度的透射电镜图.(a)590℃：(b)650℃ Fig.5 TEM micrographs of the experimental steel at different annealing temperatures:(a)590C:(b)650 C 2.3增塑机理研究 布说明奥氏体中主要是孪晶界.随后变形过程中超 从图6(a)650℃退火3min实验钢晶粒尺寸分 细晶奥氏体通过TRP效应得到了超细晶马氏体， 布可以看出，实验钢获得了超细晶组织，bcc和fcc 起到了细化晶粒的作用.同时由于高的位错密度和 结构晶粒尺寸基本小于0.4μm.fcc结构平均晶粒 众多缺陷的存在，使得未转变的马氏体通过回复进 尺寸为0.23m:而bce结构晶粒尺寸更加细小，平 行多边化或通过缺陷形核长大形成超细的铁素体亚 均晶粒尺寸为0.16um.晶粒取向差分布图显示 晶或晶粒，未转变的铁素体通过回复实现了组织的 (图6(b)),fcc结构则择优分布在57°附近，bcc结 细化m,但并没发生再结晶.晶粒取向差bcc结构 构晶粒取向差择优分布在<15°的小角度晶界.这 小角度晶界说明了这点. 种超细组织的产生可能与冷轧过程中产生的大量的 利用式(2)计算残余奥氏体中C的质量分数， 位错和缺陷，即产生大量的形变储能有关.由于储 通过X射线能谱分析测量残余奥氏体中Mn质量分 存能的存在，变形后的材料自由能升高，使得部分铁 数.实验钢不同退火温度下奥氏体的体积分数和奥 素体在两相区迅速转变为奥氏体，且与退火马氏体 氏体中C、Mn的质量分数如图8所示.从图中可以 保持K-S关系.形核位置多，奥氏体细小弥散.随 看出，残余奥氏体体积分数和奥氏体中Mn的质量 着时间的延长，针状奥氏体彼此相遇，由于空间取向 分数随退火温度的升高先增加后减少，与延伸率趋 相同，将长大成为粒状奥氏体.相对传统TRP钢， 势一致，而碳的质量分数则随温度的升高不断减少 在一定范围内Mn含量的添加提高层错能，有利于 650℃保温时残余奥氏体的体积分数19.3%，碳的 形成孪晶，如图7所示.fcc结构取向差57°择优分 质量分数为0.8779%，Mn的质量分数为8.34%. 12 (a) 10 0.08 0.06 0.04 002 K 0.1 0.20.30405 6 10 20 3040 品粒直径/μm 品粒取向差) 图6650℃退火3min实验钢品粒尺寸(a)和品粒取向差(b)分布 Fig.6 Grain size (a)and grain boundary misorientation distribution (b)of the experimental steel annealed at 650 C for 3 min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 条板条束内的针状奥氏体彼此相遇，由于空间取向 相同，将合并成比较粗大的粒状奥氏体; 但整体合并 不强烈，奥氏体分布还比较弥散，图 4( c) 所示． 退 火马氏体可以看到明显板条马氏体特征，证明马氏 体还没发生再结晶． 680 ℃两相区退火时，奥氏体分 数增多，奥氏体中 C、Mn 含量降低，大部分粗大粒状 奥氏体冷却时又转变为马氏体，只有一小部分细小 粒状和针状奥氏体过于稳定，冷却至室温依然存在， 如图 4( d) 所示． 710 ℃ 退火时，已经超过 Ac3温度， 迅速转变为细小的粒状奥氏体，C、Mn 含量达到最 低值，奥氏体极不稳定，在随后冷却过程中几乎全部 转变为马氏体，如图 4( e) 所示． 图 5 实验钢不同退火温度的透射电镜图． ( a) 590 ℃ ; ( b) 650 ℃ Fig． 5 TEM micrographs of the experimental steel at different annealing temperatures: ( a) 590 ℃ ; ( b) 650 ℃ 图 6 650 ℃退火 3 min 实验钢晶粒尺寸( a) 和晶粒取向差( b) 分布 Fig． 6 Grain size ( a) and grain boundary misorientation distribution ( b) of the experimental steel annealed at 650 ℃ for 3 min 2. 3 增塑机理研究 从图 6( a) 650 ℃退火 3 min 实验钢晶粒尺寸分 布可以看出，实验钢获得了超细晶组织，bcc 和 fcc 结构晶粒尺寸基本小于 0. 4 μm． fcc 结构平均晶粒 尺寸为 0. 23 μm; 而 bcc 结构晶粒尺寸更加细小，平 均晶粒尺寸为 0. 16 μm． 晶粒取向差分布图显示 ( 图 6( b) ) ，fcc 结构则择优分布在 57°附近，bcc 结 构晶粒取向差择优分布在 ＜ 15°的小角度晶界． 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． 由于储 存能的存在，变形后的材料自由能升高，使得部分铁 素体在两相区迅速转变为奥氏体，且与退火马氏体 保持 K--S 关系． 形核位置多，奥氏体细小弥散． 随 着时间的延长，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． 相对传统 TＲIP 钢， 在一定范围内 Mn 含量的添加提高层错能，有利于 形成孪晶，如图 7 所示． fcc 结构取向差 57°择优分 布说明奥氏体中主要是孪晶界． 随后变形过程中超 细晶奥氏体通过 TＲIP 效应得到了超细晶马氏体， 起到了细化晶粒的作用． 同时由于高的位错密度和 众多缺陷的存在，使得未转变的马氏体通过回复进 行多边化或通过缺陷形核长大形成超细的铁素体亚 晶或晶粒，未转变的铁素体通过回复实现了组织的 细化［7］，但并没发生再结晶． 晶粒取向差 bcc 结构 小角度晶界说明了这点． 利用式( 2) 计算残余奥氏体中 C 的质量分数， 通过 X 射线能谱分析测量残余奥氏体中 Mn 质量分 数． 实验钢不同退火温度下奥氏体的体积分数和奥 氏体中 C、Mn 的质量分数如图 8 所示． 从图中可以 看出，残余奥氏体体积分数和奥氏体中 Mn 的质量 分数随退火温度的升高先增加后减少，与延伸率趋 势一致，而碳的质量分数则随温度的升高不断减少． 650 ℃ 保温时残余奥氏体的体积分数 19. 3% ，碳的 质量分数为 0. 8779% ，Mn 的质量分数为 8. 34% ． · 113 ·