引言
汽车冷轧钢板通常在N2–H2气氛中进行退火，在此过程中合金元素在退火期间会在钢表面富集。这种富集主要由表面偏聚和选择性氧化引起。表面偏聚是由钢材表面能的降低所驱动的[1], [2], [3], [4], [5], [6]，已知碳(C)[7], [8], [9], [10], [11], [12], [13], [14], [15], [16], [17], [18], [19], [20], [21]、硫(S)[9], [10], [11]和磷(P)[9]等元素表现出强烈的表面偏聚倾向。选择性氧化是钢中易于氧化的元素（如硅(Si)和锰(Mn)）被优先氧化的现象[22], [23], [24], [25], [26], [27], [28], [29], [30], [31], [32]。尽管退火常用的N2–H2气氛对铁提供还原性条件，但对硅和锰提供氧化性条件，从而导致它们的选择性氧化[22], [23]。
表面偏聚和选择性氧化可能损害钢板的表面外观和表面处理性能[16], [17], [18], [19], [20], [21], [25], [26], [27], [28], [29], [30], [31], [32]。特别是碳的表面偏聚会阻碍磷酸盐转换处理，导致涂漆后耐腐蚀性降低和漆膜附着力下降[16], [17], [18], [19], [20], [21]。尽管低碳钢中碳的表面偏聚已被广泛研究，但其在高强度钢中的行为却鲜有关注。近年来，汽车冷轧钢板越来越多地向高强度等级转变，伴随着碳、硅和锰加入量的增加[33]。此外，高强度钢的退火不仅用于冷轧后的再结晶，还用于组织控制。例如，双相钢通常在铁素体+奥氏体(α+γ)两相区进行退火[34]。因此，随着高强度冷轧钢板的越来越多使用，在评估碳的表面偏聚时，必须考虑硅和锰加入量的影响以及α+γ两相退火等额外因素。
在考虑硅和锰加入量的影响时，既需要考虑选择性形成的氧化物对钢表面的直接影响，也需要考虑因氧化物形成而在钢亚表层区域形成的溶质硅和锰贫化区域的影响。由于溶质硅和锰会影响钢中碳的化学势[35], [36], [37], [38]，氧化物形成引起的溶质硅和锰局部浓度的变化可以产生碳的化学势梯度，从而改变其表面偏聚行为。Maeda等人[16]研究了硅和锰加入量对碳表面偏聚的影响，报告称硅促进碳的表面偏聚，而进一步添加锰则会抑制由硅引起的增强效果。然而，其底层机制仍不清楚，他们的工作中也没有讨论含硅和锰氧化物的形成以及相关溶质硅和锰贫化的影响。
在α+γ两相退火条件下，也必须考虑表面偏聚碳的存在状态。在单相铁素体区域退火期间，已知碳在(100)表面上会发生朗缪尔–麦克伦型偏聚，而在(110)表面上则析出为石墨[9], [14], [15]。Yano等人研究了石墨析出在加热过程中的行为，报告称石墨在A1温度以上由于溶解到奥氏体中而消失[17]。这些发现表明，加热至A1温度期间碳的表面偏聚会增加近表面区域的奥氏体含量。然而，Yano等人的研究仅关注了石墨析出，并未表明铁素体上碳的朗缪尔–麦克伦型偏聚在A1温度以上退火时不会发生。如果铁素体上碳的朗缪尔–麦克伦型偏聚在A1温度以上也发生，那么相关的局部碳浓度增加可能会在钢表面铁素体/奥氏体界面引发铁素体向奥氏体的转变。
此外，Maeda等人[16]将钢板保持在770 °C，这被认为是α+γ两相区的退火温度。然而，他们的工作中没有讨论两相退火的影响。因此，在两相退火条件下，不仅需要考虑碳的表面偏聚，还需要考虑近表面区域奥氏体含量的伴随变化。
因此，为了研究高强度钢中合金加入量增加对碳表面偏聚的影响，从而改善其表面质量控制，有必要在α+γ两相退火期间评估钢表面及钢亚表层中碳、硅和锰分布的变化，并研究这些变化之间的相互作用。然而，先前的研究主要集中在钢表面偏聚碳的量上，而由选择性氧化引起的亚表层硅和锰分布变化以及由此导致的碳分布变化尚未得到充分研究。此外，α+γ两相退火过程中近表面区域奥氏体形成引起的碳再分布机制也尚未阐明。因此，本研究中将0.2%C、0.2%C-0.5%Si和0.2%C-0.5%Si–2.0%Mn三种钢在770 °C进行退火，评估了与其选择性氧化相关的亚表层溶质硅和锰分布的变化。重点关注由硅和锰分布变化引起的碳化学势变化，研究了α+γ两相退火过程中硅和锰加入量对亚表层碳分布的影响。本研究的创新之处在于同时对亚表层硅、锰和碳分布的变化进行评估，而非像以往研究那样仅考虑钢表面偏聚碳的量，并基于这些分布变化之间的相互作用研究碳的再分布机制。
