梁小凱,劉 崗,孫新軍,楊躍標(biāo),王 賀

(1.鋼鐵研究總院,北京 100081；2.北京科技大學(xué) 鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心,北京 100083；3.上海清河機(jī)械有限公司,上海 201800)

1 前 言

隨著中錳鋼(Mn:4～10 wt%)在汽車(chē)領(lǐng)域內(nèi)的大規(guī)模應(yīng)用,以低碳(C:0.1～0.25wt%)為主的中錳鋼成分設(shè)計(jì)在近年來(lái)引發(fā)了研究熱潮[1-4]。通過(guò)殘余奧氏體引發(fā)的相變誘發(fā)塑性(TRIP)效應(yīng),低碳中錳鋼可以同時(shí)提升強(qiáng)度和塑性[5-6],有效地解決了長(zhǎng)期困擾人們的塑性和強(qiáng)度之間的矛盾問(wèn)題。因此,優(yōu)異的力學(xué)性能使得低碳中錳鋼擁有更加廣泛的應(yīng)用前景。然而最近的研究表明,除了考慮強(qiáng)塑積(抗拉強(qiáng)度乘以延伸率),為了達(dá)到更好的焊接性和低溫韌性,中錳鋼的成分設(shè)計(jì)有向超低碳轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)[7-9]。

中錳鋼中殘余奧氏體的引入主要有兩種方式:一種是淬火配分工藝(Q&P 工藝),另一種是臨界區(qū)退火工藝(IA 工藝)[10-11]。鑒于產(chǎn)生相同含量的殘余奧氏體,Q&P工藝需要更多的碳含量,因此對(duì)于超低碳和傳統(tǒng)低碳中錳鋼,多采用IA 工藝進(jìn)行殘余奧氏體的含量和穩(wěn)定性調(diào)控[2-5]。然而,選擇合適的臨界退火溫度和時(shí)間對(duì)性能影響至關(guān)重要[4,10]。先前的報(bào)道表明,隨著退火溫度的升高,中錳鋼的綜合力學(xué)性能先變好,然后又逐漸變差。這主要與殘余奧氏體的穩(wěn)定性和含量有關(guān),影響殘余奧氏體穩(wěn)定性的因素有化學(xué)成分、組織形貌、尺寸和應(yīng)變狀態(tài)等[12-14]。其中,C 對(duì)殘余奧氏體穩(wěn)定性的影響最強(qiáng)烈:隨著C 含量的降低,殘余奧氏體的穩(wěn)定性迅速下降[15]。在低碳中錳鋼中,由于C 和Mn的含量較少,導(dǎo)致殘余奧氏體的層錯(cuò)能通常小于18 mJ/m2,故其在變形時(shí)以發(fā)生TRIP效應(yīng)為主[16]。TRIP效應(yīng)的發(fā)生源于馬氏體相變的出現(xiàn),而馬氏體相變主要包括γ→α′、γ→ε和ε→α′三種[17]。對(duì)于傳統(tǒng)低碳中錳鋼,逆轉(zhuǎn)變奧氏體在冷卻失穩(wěn)時(shí)熱誘發(fā)α′-馬氏體相變；同時(shí)殘余奧氏體在變形時(shí)通常多發(fā)生γ→α′相變(TRIP效應(yīng)),該相變同時(shí)提升強(qiáng)度和塑性[18]。隨著C 含量的下降,Su等[19]報(bào)道了Fe-0.05C-5.4Mn鋼在700 ℃退火后,逆轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定性較差,空冷過(guò)程中部分轉(zhuǎn)變?yōu)闊嵴T發(fā)ε-馬氏體,因此在塑性變形時(shí)發(fā)生了γ→α′和ε→α′兩種相變。他們還報(bào)道了ε→α′相變可以提升強(qiáng)度,但是降低韌性。另外,Chen等[20]在Fe-0.035C-5.1Mn鋼中也發(fā)現(xiàn)了熱誘發(fā)ε-馬氏體相變,并且把這歸因于超低碳降低了逆轉(zhuǎn)變奧氏體的熱穩(wěn)定性。然而,在C 含量更低的超低碳中錳鋼中,有關(guān)逆轉(zhuǎn)變奧氏體的熱誘發(fā)馬氏體相變及殘余奧氏體的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變的研究卻很少。

本工作設(shè)計(jì)了一種超低碳(wt%≤0.025%)中錳鋼,并采用室溫拉伸分析了拉伸前后的組織演變以及殘余奧氏體和ε-馬氏體的層錯(cuò)能及穩(wěn)定性對(duì)延伸率和加工硬化率的影響。為豐富和調(diào)節(jié)超低碳中錳鋼的力學(xué)性能及研究γ→α′、γ→ε和ε→α′相變對(duì)其延伸和加工硬化機(jī)理提供更多的參考和指導(dǎo)。

2 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為0.02C-7Mn鋼,經(jīng)過(guò)真空感應(yīng)爐冶煉后,澆鑄并鍛造成尺寸為90 mm×120 mm×200 mm的長(zhǎng)方體坯料,鍛后化學(xué)成分(wt%)為Fe-0.021C-0.077Si-6.63Mn-0.4Mo-0.004Ti。隨后,將坯料加熱到(1100±10)℃保溫30 min進(jìn)行均勻化處理,經(jīng)過(guò)6個(gè)道次的軋制,將坯料軋制成厚度為18 mm 的鋼板,總壓下量為80%。開(kāi)軋溫度1050 ℃,終軋溫度850 ℃,軋后采用層流冷卻裝置水冷至室溫。然后,對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行再加熱淬火(RQ)處理,即將鋼板再次加熱至820 ℃保溫30 min,水冷至室溫。采用Formastor-FII熱膨脹儀對(duì)RQ 鋼板的相變點(diǎn)進(jìn)行測(cè)試,測(cè)得相變點(diǎn)Ac1=564 ℃,Ac3=732 ℃,Ms=340 ℃和Mf=164 ℃。根據(jù)上述相變特點(diǎn),將實(shí)驗(yàn)鋼在臨界區(qū)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行奧氏體逆相變退火處理(ART 工藝):保溫時(shí)間為1 h,退火溫度分 別為600、620、650、675 和700 ℃,空冷至室溫。

按照GB/T 228ˉ2002標(biāo)準(zhǔn),沿退火后軋制方向取直徑為10 mm、長(zhǎng)為110 mm 的拉伸試樣,并在WE-300型液壓拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn),應(yīng)變速率為1 mm/min。用于配備OXFORD NordlysNano 探測(cè)器的Zeiss Merlin掃描電鏡電子背散射衍射(EBSD)觀測(cè)的試樣經(jīng)機(jī)械研磨后利用10%的高氯酸酒精溶液電解拋光,EBSD 掃描區(qū)域20μm×20μm ,步長(zhǎng)為0.05～0.07μm,利用HKL CHANNEL 5 軟件處理掃描數(shù)據(jù)。采用FEI TECNAI G2F20型透射電子顯微鏡(TEM)觀察試樣的微觀組織,工作電壓200 k V。TEM 試樣采用線切割400μm 厚的電鏡薄片,手工研磨至45μm 以下,沖出直徑3 mm 的圓片后在MTP-1A 型雙噴儀上進(jìn)行減薄,雙噴減薄溶液為4%高氯酸酒精溶液,電解電壓28 V,溫度約ˉ20 ℃。X 射線衍射(XRD)測(cè)試采用D8 ADVANCE X 射線衍射儀,使用Co-Kα靶掃描,步長(zhǎng)0.02°。采用式(1)進(jìn)行各相體積分?jǐn)?shù)的定量計(jì)算[21-22]:式中:i表示α′、γ和ε相；n是i被計(jì)算相的衍射峰數(shù)量；R ji:材料散射系數(shù)；V i為i相所占的體積百分比。

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

3.1 拉伸性能

圖1(a)顯示實(shí)驗(yàn)鋼在拉伸的過(guò)程中呈現(xiàn)了兩種不同的屈服狀態(tài):一種是在600～650℃退火后的不連續(xù)屈服現(xiàn)象；另一種是在675～700℃退火后的連續(xù)屈服現(xiàn)象。屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨退火溫度的升高先降后升,屈服強(qiáng)度在675℃退火后最低為448.5 MPa,而抗拉強(qiáng)度在620℃退火后最低值為776.5 MPa。延伸率的變化趨勢(shì)與抗拉強(qiáng)度相反,其在620 ℃退火后達(dá)到峰值為29.5%。由此可見(jiàn),該超低碳中錳鋼經(jīng)620 ℃退火后具有非常好的力學(xué)性能。值得注意的是,在675 ℃退火后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線在彈性應(yīng)變階段向右偏轉(zhuǎn),這其實(shí)是由于TRIP 效應(yīng)發(fā)生在屈服發(fā)生之前[23],導(dǎo)致工程應(yīng)力應(yīng)變曲線看上去發(fā)生屈服,而事實(shí)上并沒(méi)有達(dá)到屈服,真實(shí)屈服強(qiáng)度要更高。

圖1(b)中存在兩種曲線形態(tài),一種是在600～650℃的四階段分布:S1階段,加工硬化率迅速下降；S2 階段,加工硬化率迅速增加；S3階段,加工硬化率緩慢下降；S4階段,加工硬化率在頸縮后迅速下降。另一種是在675～700 ℃的三階段分布:S1階段,加工硬化率迅速下降；S2階段,加工硬化率緩慢下降；S3階段,加工硬化率迅速下降。隨著退火溫度的增加,S2階段的最大加工硬化率逐漸增加。除此之外,均勻延伸率(圖中三角形位置)隨溫度的升高先增加后降低,與總延伸率不同的是,其在650 ℃達(dá)到最大值,此時(shí)真應(yīng)變?yōu)?.146,轉(zhuǎn)化為工程應(yīng)變則為15.72%。

圖1 0.02C-7Mn鋼的拉伸性能(a)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；(b)加工硬化速率曲線Fig.1 Tensile properties of 0.02C-7Mn steel:(a)engineering stress-strain curves；(b)working hardening rate curves

3.2 拉伸前的退火顯微組織

圖2為不同退火溫度下實(shí)驗(yàn)鋼的EBSD 表征結(jié)果。從圖可見(jiàn),在620～700℃退火后均有熱誘發(fā)ε-馬氏體出現(xiàn)。隨退火溫度的升高,殘余奧氏體和ε-馬氏體的含量先增加后下降,分別在650和675 ℃退火后含量達(dá)到峰值。殘余奧氏體在620 ℃退火后主要以粒狀分布；在650℃退火后,粗的板條狀殘余奧氏體含量增加,局部出現(xiàn)塊狀殘奧殘余奧氏體；在675 ℃退火后含量驟降。粒狀殘余奧氏體主要分布在大角度晶界(＞15°),而板條狀殘余奧氏體主要分布在小角度晶界(2°～15°)。因?yàn)榘鍡l狀?yuàn)W氏體主要在退火馬氏體板條界(小角度晶界)形核,而粒狀?yuàn)W氏體主要在原奧氏體晶界、block界或packet界(大角度晶界)形核[24]。ε-馬氏體在620℃退火后彌散分布在大小角度晶界附近；在650℃退火后主要在殘余奧氏體附近呈粒狀和板條狀分布；而在675 ℃退火后,主要以塊狀分布在晶界處。

圖3顯示在620℃退火后,殘余奧氏體為板條狀,與圖2a所示結(jié)果(粒狀殘余奧氏體)有差異。這是因?yàn)镋BSD 步長(zhǎng)較大(0.06μm),對(duì)尺寸小于100 nm 的板條狀殘余奧氏體檢測(cè)精確度較低。經(jīng)圖2b 中SAED 標(biāo)定,發(fā)現(xiàn)殘余奧氏體和退火馬氏體之間符合K-S 晶 體 學(xué) 取 向 關(guān) 系,即: (011ˉ)α′‖(1ˉ11ˉ)γ；[1ˉ11]α′‖[011]γ。 在650 ℃退火后,殘余奧氏體邊緣出現(xiàn)大量平行于其板條方向的層錯(cuò),這些層錯(cuò)是由不全位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果[25]。經(jīng)圖2d中SAED 標(biāo)定,該層錯(cuò)處有ε-馬氏體形核,晶體學(xué)取向關(guān)系為:(111)γ‖(111ˉ)t‖(0001)ε；[111ˉ]γ‖[011]t‖[21ˉ1ˉ0]ε,故殘余奧氏體和ε-馬氏體之間服從嚴(yán)格的S-N 取向關(guān)系[26]。在675 ℃退火后,經(jīng)圖3f中SAED 標(biāo)定,逆轉(zhuǎn)變奧氏體已完全轉(zhuǎn)變?yōu)閱我坏膲K狀ε-馬氏體,富含層錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)。圖3e 中襯度較暗的區(qū)域(f標(biāo)記),經(jīng)SAED 標(biāo)定是α′-馬氏體,但TEM-EDS測(cè)定顯示,Mn含量為11.3%,高于平均含量6.63%,表明此是熱誘發(fā)的一次新鮮馬氏體。

圖2 不同退火溫度下0.02C-7 Mn鋼顯微組織的EBSD分析Fig.2 EBSD analysis results of experimental steel subjected to intercritical annealing at(a)620,(b)650,(c)675 and(d)700 ℃.(red region is retained austenite,yellow region isε-martensite,gray region isα′-martensite including annealing martensite or fresh martensite,blue line is grain boundary from 2°to 15°and black line is grain boundary beyond 15°)

圖3 不同退火溫度下0.02C-7Mn鋼顯微組織的TEM 像及選區(qū)電子衍射花樣(SAED)Fig.3 TEM images of experimental steel:(a),(c),(e)are bright filed images of 620,650 and 675 ℃,respectively；(b),(d),(f)are SAEDs of 620,650 and 675 ℃,respectively.(α′is annealing martensite,γis retained austenite,εisε-martensite,f is fresh martensite andγ/εis constituent of retained austenite andε-martensite)

3.3 拉伸后的顯微組織

圖4是室溫拉伸至最大均勻延伸處顯微組織的EBSD 表征結(jié)果。對(duì)比拉伸前的EBSD 表征結(jié)果,在620 ℃退火后,殘余奧氏體在拉伸后呈現(xiàn)小的粒狀,且在大小角度晶界都有分布；在650℃退火后,殘余奧氏體含量在拉伸后顯著下降,且彌散分布；在675 和700 ℃退火后,拉伸至最大均勻延伸處沒(méi)有檢測(cè)到殘余奧氏體。另外,ε-馬氏體在拉伸后也發(fā)生較大變化:在620 ℃退火后,ε-馬氏體尺寸增大,彌散的顆粒很少出現(xiàn)；在650～700 ℃退火后,ε-馬氏體含量甚少。殘余奧氏體和ε-馬氏體的含量變化表明,在拉伸過(guò)程中存在豐富的馬氏體相變。

3.4 拉伸前后的XRD分析

不同退火溫度下實(shí)驗(yàn)鋼拉伸前后的XRD 圖譜及其測(cè)出的各相含量變化見(jiàn)圖5。600℃退火后,室溫組織由退火馬氏體和殘余奧氏體組成,未檢測(cè)到ε-馬氏體。在620～700 ℃退火后,室溫組織均由三相共存:α′-馬氏體、殘余奧氏體和ε-馬氏體,但各相含量差異較大。殘余奧氏體和ε-馬氏體的最高含量分別為22.52%(650℃)和28.54%(675℃),兩者分別在675和700 ℃退火后驟降。拉伸后,殘余奧氏體的衍射峰高度均有不同程度的下降,但ε-馬氏體的衍射峰在620 ℃退火后高度增加,而其余溫度ε-馬氏體衍射峰也均下降。該現(xiàn)象表明:在620℃退火后,殘余奧氏體在拉伸過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)棣?馬氏體；而在其他溫度退火后,殘余奧氏體和ε-馬氏體均轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢?馬氏體。拉伸前后的體積含量計(jì)算結(jié)果表明,在600 ℃退火后,發(fā)生γ→α′相變；在620℃退火后,發(fā)生γ→α′、γ→ε和ε→α′相變；在650～700 ℃退火后,均發(fā)生γ→α′和ε→α′相變,但各相的相變量及相變率卻有所不同。

4 分析與討論

4.1 不同退火溫度下殘余奧氏體和ε-馬氏體的機(jī)械穩(wěn)定性

圖6為不同退火溫度下,殘余奧氏體、ε-馬氏體或一次新鮮馬氏體中C和Mn的含量變化。圖中Mn的含量由TEM 測(cè)得,C含量由Thermo-Calc計(jì)算所得。因?yàn)門(mén)EM-EDS測(cè)量低序數(shù)元素含量時(shí)誤差較大,而且C原子半徑較小可在600～700 ℃保溫1 h達(dá)到平衡狀態(tài)[27]。測(cè)量和模擬計(jì)算結(jié)果表明,C 和Mn的含量均隨退火溫度的升高而降低,表明穩(wěn)定殘余奧氏體的元素含量減少。另外,尺寸增加是殘余奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性下降的一個(gè)因素[13]。經(jīng)TEM 明場(chǎng)像統(tǒng)計(jì)結(jié)果(圖3a,b),殘余奧氏體的板條尺寸在600、620 和650 ℃退火后分別為79、102和129 nm。對(duì)比拉伸前后的EBSD 表征結(jié)果,在620℃退火后,雖然其含量較低,但是拉伸后仍有一定含量的奧氏體存在(圖2a,圖4a)；而在650 ℃退火后,雖然殘余奧氏體含量較高,但是其在拉伸后的含量較少,其大部分已發(fā)生TRIP 效應(yīng),轉(zhuǎn)變?yōu)樾迈r馬氏體。因此綜合判斷,殘余奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性隨退火溫度的升高而下降。

圖4 不同退火溫度下0.02C-7Mn鋼拉伸至最大均勻延伸處顯微組織的EBSD分析Fig.4 EBSD analysis results of experimental steel subjected to intercritical annealing at maximum uniform elongation of(a)620,(b)650,(c)675 and(d)700 ℃.(red region is retained austenite,yellow region isε-martensite,gray region is annealing martensite or fresh martensite,blue line is grain boundary from 2°to 15°and black line is grain boundary beyond 15°)

圖6 0.02C-7Mn鋼中殘余奧氏體、ε-馬氏體或一次新鮮馬氏體中的C和Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)Fig.6 Mass fraction of C and Mn in retained austenite,ε-martensite or first fresh martensite

圖5的XRD 計(jì)算結(jié)果表明,ε-馬氏體主要出現(xiàn)在650和675 ℃,在其他溫度含量較少或沒(méi)有(600 ℃),因此只對(duì)這兩者進(jìn)行穩(wěn)定性評(píng)價(jià)。經(jīng)650和675℃退火后,ε-馬氏體的Mn含量分別為12.7%和12%。由于ε-馬氏體是由逆轉(zhuǎn)變奧氏體發(fā)生無(wú)原子擴(kuò)散的馬氏體相變得到,因此其繼承了后者隨溫度升高逐漸下降的C 含量。除成分含量變化外,ε-馬氏體在650 ℃退火后主要以板條狀和粒狀存在,而在675 ℃退火后主要以尺寸較大的塊狀存在。另外,對(duì)比拉伸前后的EBSD 表征(圖2b～c,圖3b～c和圖5),可以看到拉伸變形后兩個(gè)溫度下的ε-馬氏體含量均很少,表明ε-馬氏體的機(jī)械穩(wěn)定性較差。但是綜合考慮成分、形貌和尺寸因素,ε-馬氏體在650 ℃退火后的穩(wěn)定性比在675 ℃退火后的高。因此,隨著退火溫度的升高,殘余奧氏體和ε-馬氏體的機(jī)械穩(wěn)定性逐漸下降。

圖5 不同退火溫度下0.02C-7Mn鋼拉伸前后的XRD圖譜及變形前后的相含量變化Fig.5 XRD patterns of experimental steel(a)before and(b)after tensile deformation,and phase volume fractions(c)before and after tensile deformation.(α′is BCC martensite including annealing martensite and fresh martensite,γis retained austenite,εisε-martensite；α′-F,γ-F andε-F are phase fraction after tensile deformation)

4.2 0.02C-7Mn鋼在冷卻和和拉伸過(guò)程中的γ →ε相變

由圖3d可以看到,在650 ℃退火后,殘余奧氏體的衍射斑點(diǎn)被拉長(zhǎng),并且沿著層錯(cuò)方向連成一條直線,這是由于層錯(cuò)與電子束平行,ε-馬氏體發(fā)生的倒易陣點(diǎn)擴(kuò)展效應(yīng)[28]。徐祖耀提出,ε-馬氏體由層錯(cuò)形核,經(jīng)Shocklcy不全位錯(cuò)的擴(kuò)展而長(zhǎng)大[29]。研究表明,ε-馬氏體是由Shockley不全位錯(cuò)在每?jī)蓪訆W氏體密排面(111)疊加一層原子形成的[25],圖3d也觀察到了這一現(xiàn)象。根據(jù)疊加方式的分類,上述現(xiàn)象屬于無(wú)序疊加[30]。結(jié)果表明,ε-馬氏體形成與否取決于層錯(cuò)能的高低。而逆轉(zhuǎn)變奧氏體的層錯(cuò)能可通過(guò)式(2)進(jìn)行計(jì)算[19,31]:

經(jīng)計(jì)算,在600、620和650℃退火后,逆轉(zhuǎn)變奧氏體的層錯(cuò)能分別為4.6、5.7和8.6 mJ/m2。當(dāng)退火溫度增加到675 ℃,逆轉(zhuǎn)變奧氏體在空冷過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)闊嵴T發(fā)ε-馬氏體和一次新鮮馬氏體,且都呈塊狀(圖2,圖3e)。因此逆轉(zhuǎn)變奧氏體尺寸可通過(guò)TEM 統(tǒng)計(jì)獲得,塊狀尺寸為148 nm,得到層錯(cuò)能為12.9 mJ/m2。同樣,當(dāng)溫度增加到700 ℃,逆轉(zhuǎn)變奧氏體的層錯(cuò)能為17.4 mJ/m2。由于層錯(cuò)能均低于18 mJ/m2,因此在冷卻或者變形時(shí),逆轉(zhuǎn)變奧氏體或殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變。Liu和Su等[19,31]的研究表明,發(fā)生ε-馬氏體相變時(shí),中錳鋼中逆轉(zhuǎn)變奧氏體的層錯(cuò)能范圍是SFE＜16 mJ/m2。圖5c表明,在620～675℃,發(fā)生熱誘發(fā)γ→ε相變；在650～675℃,發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)γ→ε相變；在700℃,熱誘發(fā)和應(yīng)力誘發(fā)γ→ε相變量均很少；而在600℃不發(fā)生γ→ε相變。在620～675℃,最高的層錯(cuò)能值為12.9 mJ/m2(675 ℃),小于16 mJ/m2。另外,Remy 指出[33],ε-馬氏體形成的熱力學(xué)條件為(ΔGγ→εchem+ΔGγ→εmag)＜ˉ100 J/mol。經(jīng)計(jì)算,600～675 ℃最高的摩爾自由能值為ˉ104 J/mol；而在700 ℃,該值為ˉ28 J/mol。以上計(jì)算結(jié)果均與先前研究ε-馬氏體形成條件的結(jié)果相吻合,這充分說(shuō)明了實(shí)驗(yàn)鋼在620～675 ℃退火后發(fā)生熱誘發(fā)或應(yīng)變誘發(fā)γ→ε相變的合理性。

4.3 γ →α′、γ →ε 和ε →α′相變對(duì)延伸率和加工硬化率的影響

陽(yáng)鋒等[18]發(fā)現(xiàn),殘余奧氏體的穩(wěn)定性對(duì)加工硬化率起到了決定性的影響,殘余奧氏體的穩(wěn)定性適中時(shí),延伸率最高,且加工硬化率在較大應(yīng)變范圍內(nèi)達(dá)到較高水平。而Su等[19]的研究表明,ε→α′相變可以提升強(qiáng)度但降低韌性。而目前有關(guān)相變以及殘余奧氏體和ε-馬氏體機(jī)械穩(wěn)定性對(duì)力學(xué)性能影響的研究卻很少。

經(jīng)600℃退火后的實(shí)驗(yàn)鋼在拉伸前后都沒(méi)有檢測(cè)到ε-馬氏體的衍射峰,表明沒(méi)有熱誘發(fā)和應(yīng)力誘發(fā)ε-馬氏體相變(圖5)。拉伸前的殘余奧氏體含量為6.60%,而在拉伸以后,其含量為3.88%,說(shuō)明發(fā)生了γ→α′相變(圖5c)。在S1階段,主要發(fā)生回復(fù)軟化；在S2階段,殘余奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)致使硬化速度大于軟化速度；在S3階段,由于殘余奧氏體相變量較少,導(dǎo)致軟化速度大于硬化速度；在S4階段,發(fā)生頸縮迅速軟化(圖1b)[18]。殘余奧氏體由于含量低,且機(jī)械穩(wěn)定性最高,在拉伸變形過(guò)程中的相變率低(41.21%,圖7),導(dǎo)致TRIP效應(yīng)不明顯,這是S2階段加工硬化率最低的主要原因(圖1b)。雖然殘余奧氏體的含量較少,但總延伸率仍然達(dá)到了25.0%,最大均勻延伸的工程應(yīng)變?yōu)?2.2%(圖8)。

圖7 0.02C-7Mn鋼殘余奧氏體和ε-馬氏體在拉伸至最大均勻延伸處的相變率Fig.7 Phase transformation rate of both retained austenite and ε-martensite at maximum uniform elongation of 0.02C-7Mn steel

圖8 不同退火溫度下0.02C-7 Mn鋼的最大均勻延伸率和總延伸率Fig.8 Maximum uniform elongation and total elongation of 0.02C-7Mn steel subjected to different annealing temperatures

在620 ℃退火后,殘余奧氏體在變形時(shí)發(fā)生γ→α′、γ→ε和ε→α′相變。但由于現(xiàn)有測(cè)試技術(shù)的局限性,不能統(tǒng)計(jì)出ε→α′的相變量,且ε-馬氏體含量?jī)H為1.69%,因此其對(duì)性能影響較小(圖5c)。殘余奧氏體的相變率為68.38%,其中γ→α′相變占據(jù)主要部分,而γ→ε相變占比超過(guò)17.83%但低于44.16%(圖5c)。圖1b中,在S1階段,主要是發(fā)生回復(fù)軟化；在S2階段,粒狀殘余奧氏體發(fā)生TRIP效應(yīng)致使硬化速度大于軟化速度；在S3階段,板條奧氏體發(fā)生強(qiáng)烈的TRIP效應(yīng),盡管相變量較少,但在很大的應(yīng)變范圍內(nèi),加工硬化率保持較高水平[18]；在S4階段,發(fā)生頸縮,但由于殘余奧氏體和ε-馬氏體的機(jī)械穩(wěn)定性較高且含量適中,導(dǎo)致其軟化速度較慢。由于殘余奧氏體的相變率和相變量均比600 ℃退火后高,因此其發(fā)生TRIP效應(yīng)的強(qiáng)化效果更好,加工硬化率略有升高(圖1b)。另外,在620 ℃退火后的實(shí)驗(yàn)鋼總延伸率最高(29.5%),這主要是因?yàn)闅堄鄪W氏體的穩(wěn)定性較高,其發(fā)生強(qiáng)烈的TRIP效應(yīng),延遲斷裂能力強(qiáng)。因此,γ→α′和γ→ε相變均對(duì)延伸有利。進(jìn)一步對(duì)比600和620 ℃退火后的延伸率,可以推斷γ→ε相變對(duì)延伸率的貢獻(xiàn)更高,這與王世宏等[26]的發(fā)現(xiàn)一致。然而,兩者對(duì)加工硬化率的貢獻(xiàn)卻很小。

在650 ℃退火后,殘余奧氏體和ε-馬氏體在拉伸后的相變率分別為91.36%和81.39%(圖7)。增加的相變率表明殘余奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性隨退火溫度升高而下降,這與第3.1節(jié)的討論結(jié)果一致。圖1b中,加工硬化率曲線在S1階段發(fā)生回復(fù)軟化,致使加工硬化率迅速下降；在S2階段,由于殘余奧氏體和ε-馬氏體機(jī)械穩(wěn)定性不高,其大部分發(fā)生TRIP效應(yīng),導(dǎo)致其加工硬化率顯著上升,強(qiáng)度也由776.5 MPa增加至832.5 MPa(圖1)；在S3階段,一些穩(wěn)定性略高的殘余奧氏體和ε-馬氏體開(kāi)始發(fā)生TRIP 效應(yīng),由于含量較高且穩(wěn)定性適中,其釋放應(yīng)力集中的能力較強(qiáng),延遲頸縮的發(fā)生；但由于S2和S3階段共產(chǎn)生30.89%的應(yīng)力誘發(fā)新鮮馬氏體,導(dǎo)致應(yīng)力集中,一旦裂紋形成其擴(kuò)展速度較快[35]。這就是650 ℃均勻延伸率更好,而620 ℃總延伸率更好的原因?？梢?jiàn),γ→α′和ε→α′相變的共同作用導(dǎo)致了加工硬化率的增加；而ε→α′相變對(duì)延伸有一定的損壞作用[19]。

在675 ℃退火后,殘余奧氏體和ε-馬氏體的相變率分別為100%和93.06%(圖7)。圖1b中加工硬化率迅速可分為三階段:在S1 階段,主要發(fā)生回復(fù)和ε→α′相變,但由于軟化速度高于硬化速度,導(dǎo)致加工硬化率一直下降,因此仍明顯高于之前退火溫度的加工硬化率；ε→α′相變發(fā)生在屈服之間是導(dǎo)致該實(shí)驗(yàn)鋼屈服出現(xiàn)“假象”的原因,實(shí)際屈服強(qiáng)度更高[23]；在S2階段,一些略微穩(wěn)定的ε-馬氏體開(kāi)始發(fā)生TRIP效應(yīng),但是總體上其穩(wěn)定性較差,在變形初期迅速發(fā)生相變,導(dǎo)致后續(xù)硬化速度小于軟化速度,致使頸縮很快發(fā)生,因此其均勻延伸率和總延伸率均很小。在S3階段幾乎無(wú)ε-馬氏體保留,故加工硬化能力較弱,基本迅速軟化,前兩階段形成的新鮮馬氏體成為裂紋源及其快速擴(kuò)展路徑,導(dǎo)致頸縮后迅速斷裂,總延伸率較小。所以,此時(shí)ε→α′相變可以顯著提升加工硬化率[26],同時(shí)嚴(yán)重?fù)p害延伸。

在700 ℃退火后,殘余奧氏體和ε-馬氏體的含量都非常少,對(duì)性能的影響極小。此時(shí),加工硬化率在S1階段最高；在S2階段發(fā)生位錯(cuò)滑移,但位錯(cuò)滑移時(shí)相互纏結(jié)導(dǎo)致應(yīng)力集中,因此頸縮很快發(fā)生(圖7)；在S3階段,因無(wú)馬氏體相變來(lái)釋放應(yīng)力集中,導(dǎo)致裂紋迅速擴(kuò)展。值得注意的是,實(shí)驗(yàn)鋼的屈服和抗拉強(qiáng)度比在675℃均有所增加。這是因?yàn)閷?shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度是由基體相中最軟相來(lái)決定的,在675 ℃,ε-馬氏體雖然富含C 和Mn 且為密排六方結(jié)構(gòu),但是其強(qiáng)度較低[26]?？梢?jiàn),無(wú)馬氏體相變發(fā)生時(shí),雖然加工硬化率增加,但是其延伸性能顯著下降。

5 結(jié) 論

1.0.02C-7Mn鋼在拉伸變形的過(guò)程中出現(xiàn)了兩種屈服狀態(tài):一種是在600～650 ℃的不連續(xù)屈服,另一種是在675～700 ℃的連續(xù)屈服。抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨退火溫度的升高先降低后增加,而延伸率的變化趨勢(shì)則相反。在620 ℃退火后,抗拉強(qiáng)度在最為776.5 MPa,屈服強(qiáng)度為675.0 MPa,總延伸率為29.5%,顯示出非常好的強(qiáng)塑性匹配。

2.隨退火溫度的升高,殘余奧氏體和熱誘發(fā)ε-馬氏體均出現(xiàn)先增加后降低的趨勢(shì),分別在650和675 ℃達(dá)到最大值(24.32%和28.54%)。殘余奧氏體板條尺寸在600、620 和650 ℃退 火 后 分 別 為79、102 和129 nm；ε-馬氏體在650～675 ℃由粒狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀。兩者的機(jī)械穩(wěn)定性均隨退火溫度的升高而下降。

3.在600、620、650、675和700℃退火后殘余奧氏體的層錯(cuò)能分別為4.6、5.7、8.6、12.9和17.4 mJ/m2,因此殘余奧氏體和ε-馬氏體均發(fā)生TRIP效應(yīng)。

4.不同退火溫度下,三種相變對(duì)延伸的貢獻(xiàn):γ→ε＞γ→α′＞ε→α′；對(duì)加工硬化率的貢獻(xiàn):ε→α′＞γ→α′＞γ→ε。