·1320· 工程科学学报，第37卷，第10期 发生马氏体转变带来的相变诱发塑性(TP)效应显 900℃，轧后水冷速率小于8℃·s,终冷温度为 著提高先进高强度钢的成形性，因而在汽车和钢铁工 700℃. 业界得到广泛重视-.近年来，在马氏体或贝氏体基 在热轧板上切取Φ3.0mm×15mm的圆柱试样在 体上引入残余奥氏体的第三代汽车钢，因具有高的强 热膨胀仪上进行连续冷却转变测定.切割15mm× 度塑性积而成为研发的热点4.添加质量分数4%~ 20mm(宽×长)的试样，在热模拟试验机上退火.制 7%锰的碳钢通过奥氏体逆转变热处理，可在马氏体基 备金相试样经苦味酸及硝酸乙醇溶液浸蚀，在光学显 体上获得室温稳定的奥氏体.该类钢被称为中锰钢， 微镜和扫描电镜中观察显微组织.用X射线测定残余 其强塑积可达30GP%以上啊.因为合金含量增加， 奥氏体量 中锰钢逆相变动力学与低锰钢存在较大差异.又因是 在马氏体基体上奥氏体化，其形核速度较快且元素扩 2初始几何状态和溶质分配的讨论 散距离较短，因而难以用良好的实验方法分析元素扩 为讨论奥氏体化前的初始状态，分别采用Thermo-- 散和分配问题.本研究结合实验分析，利用 Clc@和热膨胀方法对实验钢的平衡相变情况和连续 Thermo-Calc®和Dictra®热力学与动力学数据库对问题 冷却转变组织情况进行分析.图1列举了实验钢的平 建模，旨在揭示中锰钢退火过程的相变进程，对于热处 衡相变情况及合金元素在各相中的溶解度.可以看出 理工艺参数制定提供参考 实验钢热轧后如果在理想平衡条件下“缓慢”冷却，组 织将由奥氏体(>730℃)转变为铁素体+奥氏体 1实验材料与方法 (600~730℃)，当温度低于600℃则出现渗碳体.在 实验用钢的化学成分为（质量分数）：为0.1C, 600℃到室温的过程中，碳锰元素在铁素体、奥氏体和 5.0Mn,0.012P,0.008S,0.047As(酸溶铝)， 渗碳体中分配.其中碳在铁素体与奥氏体中的溶解度 0.006N,余量Fe.采用50kg真空感应炉治炼并浇铸 降低并聚集到渗碳体中，锰在奥氏体和渗碳体中发生 成厚度为125mm的铸坯，热轧厚度为4mm,终轧温度 偏聚 1.0r 10㎡ 1.0 0.9a 10 在渗碳体中 0.8 铁素体 F山在渗碳体中 09 104 0.8 刻07 在奥氏体中 10-6 0.7 女0.6 108 0.6 在奥氏体中 100 在铁素体中 0.5 102 0.4 奥氏体 104 0.3 02 10-a 0.2 0.1 渗碳体 10 0.1 在铁素体中 "0100200300400500600700800 10n 100200300400500600 温度℃ 温度℃ △ 100200300400500600 温度/℃ 图1实验钢在不同温度下的相关平衡参数.()相分数随温度变化：(b)碳在不同相中的溶解度：(c)锰在不同相中的溶解度 Fig.1 Relevant parameters of the tested steel at different temperatures in the equilibrium state:(a)phase fraction varying with temperature:(b) carbon solubility in different phases:(c)manganese solubility in different phases 实验钢的连续冷却转变曲线如图2所示.可以看 900 出，中锰钢连续冷却过程的相变与平衡相变差异巨大. 800 冷速范围从0.1℃·s到30℃·s·,其相变过程几乎 700 一致，奥氏体过冷到350℃以下直接转变为马氏体. 600 数据表明，热轧后无论经过何种冷却方式都与平衡态 50 相距甚远.分析热轧过程的组织形成如图3所示.原 400 始奥氏体经过高温变形及动态再结晶，终轧后的状态 300 接近等轴晶粒，可认为其化学成分分配均匀.经过轧 200 后冷却与卷取未发生铁素体、贝氏体及珠光体相变，因 100H M 冷却速度/℃)302005 此最终马氏体中过饱和的碳锰元素可视为分布均匀， 0 10 10 10 10 其含量为实验钢的名义碳锰含量 时间/s 取试样采用电阻加热迅速升温到550℃立即淬火 图2实验钢的连续冷却转变曲线 获得的组织如图4(a).可以看出，奥氏体核心在马氏 Fig.2 Continuous cooling transformation curves of the tested steel工程科学学报，第 37 卷，第 10 期 发生马氏体转变带来的相变诱发塑性( TＲIP) 效应显 著提高先进高强度钢的成形性，因而在汽车和钢铁工 业界得到广泛重视［2--3］． 近年来，在马氏体或贝氏体基 体上引入残余奥氏体的第三代汽车钢，因具有高的强 度塑性积而成为研发的热点［4--6］． 添加质量分数4% ～ 7% 锰的碳钢通过奥氏体逆转变热处理，可在马氏体基 体上获得室温稳定的奥氏体． 该类钢被称为中锰钢， 其强塑积可达 30 GP·% 以上［7--8］． 因为合金含量增加， 中锰钢逆相变动力学与低锰钢存在较大差异． 又因是 在马氏体基体上奥氏体化，其形核速度较快且元素扩 散距离较短，因而难以用良好的实验方法分析元素扩 散和 分 配 问 题［9--11］． 本 研 究 结 合 实 验 分 析，利 用 Thermo-Calc 和 Dictra 热力学与动力学数据库对问题 建模，旨在揭示中锰钢退火过程的相变进程，对于热处 理工艺参数制定提供参考． 1 实验材料与方法 实验用钢的化学成分为( 质量分数) : 为 0. 1 C， 5. 0 Mn，0. 012 P，0. 008 S，0. 047 Als ( 酸 溶 铝 ) ， 0. 006 N，余量 Fe． 采用 50 kg 真空感应炉冶炼并浇铸 成厚度为 125 mm 的铸坯，热轧厚度为 4 mm，终轧温度 900 ℃，轧 后 水 冷 速 率 小 于 8 ℃·s － 1 ，终 冷 温 度 为 700 ℃ ． 在热轧板上切取 3. 0 mm × 15 mm 的圆柱试样在 热膨胀仪上进行连续冷却转变测定． 切割 15 mm × 20 mm ( 宽 × 长) 的试样，在热模拟试验机上退火． 制 备金相试样经苦味酸及硝酸乙醇溶液浸蚀，在光学显 微镜和扫描电镜中观察显微组织． 用 X 射线测定残余 奥氏体量． 2 初始几何状态和溶质分配的讨论 为讨论奥氏体化前的初始状态，分别采用 Thermo￾Calc 和热膨胀方法对实验钢的平衡相变情况和连续 冷却转变组织情况进行分析． 图 1 列举了实验钢的平 衡相变情况及合金元素在各相中的溶解度． 可以看出 实验钢热轧后如果在理想平衡条件下“缓慢”冷却，组 织将由 奥 氏 体 ( ＞ 730 ℃ ) 转 变 为 铁 素 体 + 奥 氏 体 ( 600 ～ 730 ℃ ) ，当温度低于 600 ℃ 则出现渗碳体． 在 600 ℃ 到室温的过程中，碳锰元素在铁素体、奥氏体和 渗碳体中分配． 其中碳在铁素体与奥氏体中的溶解度 降低并聚集到渗碳体中，锰在奥氏体和渗碳体中发生 偏聚． 图 1 实验钢在不同温度下的相关平衡参数． ( a) 相分数随温度变化; ( b) 碳在不同相中的溶解度; ( c) 锰在不同相中的溶解度 Fig． 1 Ｒelevant parameters of the tested steel at different temperatures in the equilibrium state: ( a) phase fraction varying with temperature; ( b) carbon solubility in different phases; ( c) manganese solubility in different phases 实验钢的连续冷却转变曲线如图 2 所示． 可以看 出，中锰钢连续冷却过程的相变与平衡相变差异巨大． 冷速范围从 0. 1 ℃·s － 1 到 30 ℃·s － 1 ，其相变过程几乎 一致，奥氏体过冷到 350 ℃ 以下直接转变为马氏体． 数据表明，热轧后无论经过何种冷却方式都与平衡态 相距甚远． 分析热轧过程的组织形成如图 3 所示． 原 始奥氏体经过高温变形及动态再结晶，终轧后的状态 接近等轴晶粒，可认为其化学成分分配均匀． 经过轧 后冷却与卷取未发生铁素体、贝氏体及珠光体相变，因 此最终马氏体中过饱和的碳锰元素可视为分布均匀， 其含量为实验钢的名义碳锰含量． 取试样采用电阻加热迅速升温到 550 ℃ 立即淬火 获得的组织如图 4( a) ． 可以看出，奥氏体核心在马氏 图 2 实验钢的连续冷却转变曲线 Fig． 2 Continuous cooling transformation curves of the tested steel ·1320·