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 ·1159· 1000MPa,强塑积达到了60GPa%的级别2-d).但2h,开轧温度1150℃，经6道次从40mm热轧至 是，第二代汽车用钢添加了大量的合金元素，使其 4mm,终轧温度为900℃，轧后空冷至600℃，模 成本较高.第三代高强高塑性汽车用钢就是通过 拟卷取.热轧板经酸洗后冷轧至1.5mm.然后把冷 Mn元素的适量添加与合理的工艺参数的控制来获 轧板切割成220mm×70mm的标准样在钢板连续 得具有一定组分配比的组织结构，利用TRP效 退火模拟机上进行两相区退火. 应同时获得高强度和高塑性.强塑积要求大于30 GPa%回.对于第三代汽车钢中，中锰冷轧钢的罩 表1实验用钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the steel 式退火工艺已经有了相关的研究7-1四，但连续退火 % C Si Mn Nb P 工艺对中锰TRP钢组织性能的影响还少有研究. 0.0800.156.720.0340.0090.013 本文模拟连续退火工艺，设计和研究了强塑积接近 30GPa%的中锰TRP钢，并对板材的力学性能、 基于实验钢化学成分，利用Thermo-Calc软 微观组织和相关机理进行了比较和探讨. 件模拟计算Fe-C-Mn系平衡相图和实验钢中铁素 体和奥氏体摩尔分数随两相区保温温度的变化，如 1实验材料及方法 图1所示.可以预测接近平衡时，两相区保温时 实验钢采用50kg真空中频感应炉冶炼，化学 形成的奥氏体不可能全部保留至室温，有一部分会 成分如表1.将铸锭加热到1200℃保温1h后开 发生组织转变.结合文献[②，两相区退火温度选为 锻，终锻温度为800℃，锻造加工成规格为40mm× 650℃，两相区保温时间分别选取1、3、5和10min. 90mm×90mm的锻坯.将锻件加热至1200℃保温 热处理工艺如图2所示 900 100 (a) (b) 800 90 奥氏体 香碳体 80 铁素体 700P A铁素体+奥 +奥氏体 0 600 8 60 A 铁素体+渗碳 体+奥氏体 50 500 0 400 铁素体+渗碳体 呢 20 奥氏体 300 10 渗碳体 200 0 0.2 0.40.60.8 1.0 350400450500550600650700750 碳质量分数/% 温度/℃ 图1Fe-C-Mn系中锰钢平衡相图(a)和铁素体和奥氏体摩尔分数随两相区保温温度的变化(b) Fig.1 Equilibrium phase diagram of Fe-C-Mn steel (a)and ferrite and austenite mole percent after intercritical annealing at different temperatures (b) 900 热处理前的冷轧试样采取4%硝酸乙醇溶液侵 750 蚀.两相区退火不同时间试样采用扫描电镜、电子 650℃，1、3、5、10mim 背散射、透射电镜和X射线衍射分析等进行分析. 600 其中扫描电镜、电子背散射和X射线衍射试样通过 450 20%高氯酸乙醇溶液电解抛光制取. 测定与计算残余奥氏体含量.采用D5000X射 300 10℃s 10℃s1 线衍射仪得到衍射图谱，再利用X射线衍射分析软 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 9 12 时间/min 以及铁素体{200}、{211}的衍射线，利用下式计算 残余奥氏体体积分数1： 图2热处理工艺 IyKa Fig.2 Heat-treatment scheme of intercritical annealing V=IKo+loK (1)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 1159 ·· 1000 MPa，强塑积达到了 60 GPa·%的级别[2−6] . 但 是，第二代汽车用钢添加了大量的合金元素，使其 成本较高. 第三代高强高塑性汽车用钢就是通过 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. 强塑积要求大于 30 GPa·%[1] . 对于第三代汽车钢中，中锰冷轧钢的罩 式退火工艺已经有了相关的研究[7−12]，但连续退火 工艺对中锰 TRIP 钢组织性能的影响还少有研究. 本文模拟连续退火工艺，设计和研究了强塑积接近 30 GPa·%的中锰 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. 将铸锭加热到 1200 ℃保温 1 h 后开 锻，终锻温度为 800 ℃，锻造加工成规格为 40 mm× 90 mm×90 mm 的锻坯. 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 拟卷取. 热轧板经酸洗后冷轧至 1.5 mm. 然后把冷 轧板切割成 220 mm×70 mm 的标准样在钢板连续 退火模拟机上进行两相区退火. 表 1 实验用钢化学成分 (质量分数) Table 1 Chemical composition of the 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 系平衡相图和实验钢中铁素 体和奥氏体摩尔分数随两相区保温温度的变化，如 图 1 所示. 可以预测接近平衡时，两相区保温时 形成的奥氏体不可能全部保留至室温，有一部分会 发生组织转变. 结合文献 [2]，两相区退火温度选为 650 ℃，两相区保温时间分别选取 1、3、5 和 10 min. 热处理工艺如图 2 所示. 图 1 Fe-C-Mn 系中锰钢平衡相图 (a) 和铁素体和奥氏体摩尔分数随两相区保温温度的变化 (b) Fig.1 Equilibrium phase diagram of Fe-C-Mn steel (a) and ferrite and austenite mole percent after intercritical annealing at different temperatures (b) 图 2 热处理工艺 Fig.2 Heat-treatment scheme of intercritical annealing 热处理前的冷轧试样采取 4%硝酸乙醇溶液侵 蚀. 两相区退火不同时间试样采用扫描电镜、电子 背散射、透射电镜和 X 射线衍射分析等进行分析. 其中扫描电镜、电子背散射和 X 射线衍射试样通过 20%高氯酸乙醇溶液电解抛光制取. 测定与计算残余奥氏体含量. 采用 D5000 X 射 线衍射仪得到衍射图谱，再利用 X 射线衍射分析软 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 残余奥氏体体积分数[13]： Vγ = IγKα IγKα + IαKγ . (1)