朱愷,伍翠蘭,謝盼,韓梅,劉元瑞,張香閣,陳江華

湖南大學材料科學與工程學院 長沙 410082

摘要

關鍵詞：層狀結構;高錳鋼;形變熱處理;TRIP效應

目前汽車制造業的發展趨勢是降低汽車的重量來減少能源消耗的同時提高乘客的安全性[1]。為了滿足這樣的要求需要大力發展高強度鋼,如雙相(dual-phase,DP)鋼、復相(complex-phase,CP)鋼、相變誘發塑性(transformation induced plasticity,TRIP)鋼以及孿生誘發塑性(twinning induced plasticity,TWIP)鋼等[2]。工業生產的DP鋼和TRIP鋼抗拉強度可以達到600~1000 MPa,同時其延伸率可以達到15%~25%[3]。由于其很高的強度和好的延伸性,高錳TRIP鋼被認為是下一代汽車制造業的理想材料[4,5]。

制備出同時具有高強度和優良塑性的鋼材一直是一個比較大的挑戰,因為材料強度的提高通常會伴隨著延伸率的損失[6,7,8,9,10]。高強度材料(例如冷軋金屬材料和納米結構材料)的應變硬化速率通常較低且延伸率不高,為了獲得良好的伸長率,高強度材料比低強度材料需獲得更高的應變硬化速率才能取得相似的良好延伸率。

提高材料屈服強度的方法有細化晶粒[11,12,13]、引入位錯缺陷[14,15]、第二相粒子強化[16,17,18]或者引入層狀結構[19,20,21,22]等。關于前3種方法已經有大量的文獻報道,而引入層狀結構或者引入梯度結構來提高高錳TRIP鋼強度的報道還較少。關于銅合金材料、無間隙原子鋼等合金材料的異質層狀結構研究已經有相關的報道[23,24]。制備層狀結構合金的通常方法是將2種合金材料通過疊軋的加工方法來形成層狀結構。疊軋制備的層狀結構合金經過適當熱處理后,其加工硬化速率和延伸率都得到了較大程度的提高。制備層狀結構疊軋方法的工序包括多道次軋制、焊合、再軋制,該工藝復雜,加工條件苛刻,因此在工業化生產中難以大力推廣應用。高錳鋼能否采用疊軋或者更簡單的方法來制備出具有高屈服強度和優良延伸率的層狀結構材料,關于這一點目前還沒有文獻報道。高錳鋼中Mn是奧氏體形成元素,馬氏體高錳鋼在中溫熱處理過程中因Mn的偏聚會發生奧氏體轉變[25]。另一方面,冷軋態板材存在冷軋織構,帶有冷軋織構的馬氏體高錳鋼在兩相區再結晶退火過程中必然會發生再結晶、奧氏體轉變、Mn元素再分配、再結晶織構的形成及退化等組織結構演變。如果冷軋及退火過程能形成層狀結構材料,將大大簡化制備層狀結構合金的工藝,有望將層狀結構應用到工業生產中去。

本課題組在對Fe-12Mn-2Ni-Mo-Ti-(Al)鋼(縮寫為Mn12Ni2MoTi(Al)鋼)進行形變熱處理研究中,發現其馬氏體冷軋組織經過兩相區退火會形成由亞微米級的奧氏體和馬氏體組成的雙相組織,并在晶界上形成大量富Si的(Fe, Mn)2(Mo, Ti) Laves相顆粒[15,26]。本工作對兩相區退火試樣的橫截面組織進行大量研究,發現某些試樣形成了奧氏體層和鐵素體層依次交錯堆垛排列的具有層狀結構的超細雙相鋼,這種層狀結構已經達到了宏觀意義上的尺寸,厚度達到了微米級別,寬度和長度可以覆蓋整個軋制面;同時也發現當材料形成這種層狀結構時,其屈服強度和延伸率達到了良好的配合。本工作對這種層狀結構的微觀組織、形成機理以及性能進行研究,以期對高錳鋼的強韌化設計具有一定的指導意義和實用價值。

1 實驗材料及方法

實驗材料為Mn12Ni2MoTi(Al)鋼,其主要化學成分(質量分數,%)為：Mn 11.60,Ni 2.01,Mo 0.95,Ti 0.94,Al 0.20,Si 0.18,C<0.01,Fe余量。實驗材料的制備工藝為：均勻化退火(1100 ℃,1 h)-熱軋(初軋溫度1150 ℃,終軋溫度1010 ℃)-固溶處理(1100 ℃,1 h)-冷軋(壓下量為65%)。材料的初始態為冷軋態,冷軋態組織織構類型主要為{111}<110> E型織構,奧氏體轉變開始溫度(Ac1)為556 ℃,奧氏體轉變終了溫度(Ac3)為752 ℃,意味著材料的兩相區為556~752 ℃。本實驗在兩相區退火,退火溫度為745 ℃;退火時間為5 min~24 h不等,退火處理后冷卻工藝均采用水冷。采用退火工藝對試樣進行命名,命名規則為：“退火溫度”-“退火時間”,如745 ℃退火1 h后水冷試樣命名為“745 ℃-1 h”;將冷軋試樣命名為“65%CR”,并且將軋制面命名為ND面,垂直于軋制方向的面命名為RD面,垂直于橫向的面命名為TD面,如圖1所示。

圖1樣品示意圖

Fig.1Schematic of a sample (ND-section, TD-section and RD-section are perpendicular to the normal direction, the transverse direction and the rolling direction, respectively)

所有熱處理均在SK-G08123K型管式加熱爐中進行,在保溫過程中通入Ar氣保護。采用Quanta-200掃描電鏡(SEM)及其背散射電子衍射(EBSD)系統和Tecnai F20透射電鏡(TEM)進行微觀組織表征。采用JXA-8530F場發射電子探針(EPMA)對試樣中的Mn元素分布及含量進行測量。采用D/Max 2500型X射線衍射儀(XRD)進行物相定性和半定量分析,Cu靶,步長0.02°,電壓40 kV,平均電流250 mA,掃描角度30°~100°,掃描速率8°/min。XRD定量分析是基于合金中每種相在30°~100°范圍內的所有衍射峰的積分強度加權之和正比于該相在合金中的體積分數原理[27]。在EBSD分析的時候,將CI (confidence index)值低于0.08的點都扣除掉(當CI值大于0.08時,數據的可信度大于90%)。采用HXD-1000T Vickers硬度計對試樣進行硬度測試,載荷為2.94 N,保持時間15 s,每種狀態試樣測試10個點,去掉最大值及最小值后取平均值。采用MTS Landmark 50 kN電液伺服疲勞試驗機對不同狀態試樣進行室溫拉伸實驗,拉伸速率3 mm/min。SEM、XRD及Vickers硬度試樣制備均采用砂紙打磨、2.5 μm金剛石研磨膏機械拋光,為了消除制樣過程中可能產生的應變層[28],機械拋光后采用10% (體積分數)高氯酸酒精溶液電解拋光。TEM試樣經過機械減薄至120 μm后沖成直徑為3 mm的薄片,然后繼續減薄至約50 μm,隨后采用10%高氯酸乙酸溶液進行電解雙噴減薄,雙噴電壓為32 V。

采用D/Max 2500 XRD對冷軋態試樣進行織構分析,Cu靶,步長5°,電壓40 kV,獲得冷軋試樣的極圖數據,然后通過計算得出其取向分布函數(ODF)圖;采用EBSD分析退火試樣中奧氏體和鐵素體的織構。采用取向分布函數(ODF)圖描述材料不同狀態的織構,具有立方結構的金屬材料的軋制織構一般都處于歐拉(Euler)空間ψ2=0°或ψ2=45°的等截面上,選取實驗所得織構分析數據中的ψ2=0°和ψ2=45°的截面圖來分析材料中奧氏體和馬氏體(或鐵素體)織構[29]。由文獻[29]所得的ψ2=0°和ψ2=45°的截面圖上重要織構的取向相對位置,如圖2所示。表1則給出了圖2所示的織構符號及其名稱和相對應的Miller指數。

表1圖2中符號代表的織構名稱和Miller指數

Table 1The Miller indices and texture components of symbols given inFig.2

Texture component	Symbol	Miller index
Cube	■	{001}<100>
Rotated Cube	◇	{001}<110>
Goss	▲	{110}<001>
Brass	●	{110}<112>
E-typed	★	{111}<110>
F-typed	☆	{111}<112>
Copper		{112}<111>
Rotated Goss		{110}<110>

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圖2立方金屬常見織構類型在ψ2=0°和ψ2=45°面的位置(圖中符號代表的織構名稱和Miller指數列于表1)[29]

Fig.2Locations of common textures components of metals in theψ2=0° andψ2=45° sections (The Miller indices and texture components of symbols are given inTable 1)[29]

2 實驗結果與討論

2.1 冷軋試樣的微觀組織及織構分析

65%CR冷軋試樣的微觀組織及織構分析如圖3所示。試樣微觀組織表現為馬氏體晶粒被拉長、扭曲、切割的特征(圖3a);XRD譜顯示冷軋態為全馬氏體(α),未檢測到奧氏體的存在(圖3b);圖3c和d分別是65%CR試樣在0°和45°的ODF圖,結合圖2及表1,得出冷軋態的織構類型主要為{111}<110> E型織構。

圖365%CR樣品的微觀組織及織構ODF圖

Fig.3TEM image (a), ND-sectional XRD spectrum (b) and ODFs of texture atψ2=0° (c) andψ2=45° (d) of 65%CR sample

2.2 退火試樣微觀組織及織構分析

2.2.1 SEM分析圖4給出了745 ℃-1 h試樣3個不同觀察面的SEM像。圖4a為ND面SEM形貌,可以看出,冷軋組織發生了再結晶,并且析出了大量的第二相粒子(圖中呈亮白色),這種第二相粒子在本實驗用鋼中為富硅(Fe, Mn)2(Mo, Ti) Laves相[15,26],可以起到阻礙晶粒長大的作用。圖4b和c分別為TD面和RD面SEM像,顯示許多亮暗交替出現的條帶結構,并且這種條帶結構是貫穿整個試樣的。綜合分析3個不同觀察面的SEM像,可以得出層狀條帶結構是沿法向分布的,平面試樣不可能觀察到這種層狀結構,因此本課題組前期研究[15,26]中未觀察到這種奧氏體/鐵素體層狀條帶結構。

圖4745 ℃-1 h試樣不同觀察方向的SEM像

Fig.4SEM images of 745 ℃-1 h sample in different sections
(a) ND-section (b) TD-section (c) RD-section (d) low magnified image of the TD-section

為了較好地了解亮暗帶隨著745 ℃退火時間變化的規律,本工作統計了5 min、30 min和1 h的亮、暗帶厚度,每種狀態亮暗帶分別統計30個,取其平均值,結果如圖5a所示。盡管誤差棒較大,但是圖5a仍然說明了層的厚度均達到微米量級,且隨著退火時間的延長,亮帶的厚度逐漸減小,暗帶的厚度逐漸增大。為了進一步確定亮暗帶各自的屬性,本工作采用EBSD和顯微硬度計對745 ℃-1 h試樣的亮暗帶進行相結構和硬度分析。圖5b的硬度曲線顯示所有試樣的層狀結構中亮帶的硬度均大于暗帶的硬度。EBSD相分析(圖6)表明,亮帶的主要組成相為鐵素體,暗帶的主要組成為相奧氏體。

圖5亮帶和暗帶各自的厚度和硬度在745 ℃隨退火時間的變化曲線

Fig.5The average thickness curves (a) and Vickers hardness curves (b) of bright bands and dark bands in the same samples annealed for different time at 745 ℃ (Inset shows the indentations of different bands)

圖6745 ℃-1 h樣品的SEM和EBSD對照圖

Fig.6SEM image (a) and EBSD phase-map (b) of the 745 ℃-1 h sample

2.2.2 XRD分析圖7為745 ℃-1 h試樣3個不同面的XRD譜,其組成相主要為γ奧氏體和α鐵素體,但不同面上的XRD衍射峰的相對強度有所不同,并且存在強烈的織構。ND面上(220)γ衍射強度非常高,其他峰衍射強度特別低;RD面沒有(220)γ衍射峰;TD面顯示的衍射峰較全,故本工作的相含量測試均建立在TD面上的XRD譜數據上。

圖7745 ℃-1 h退火試樣3個不同面的XRD譜

Fig.7XRD spectra of 745 ℃-1 h annealed samples in different sections

因為本工作所研究的高錳鋼中C含量很少,其奧氏體和鐵素體的XRD衍射峰不存在重疊峰,因此對不同退火時間樣品的TD面XRD譜(30°~100°)所有的衍射峰的積分強度進行加權,定量分析745 ℃不同時間退火試樣中奧氏體含量,結果如圖8所示。當退火時間較短時(1 h以內),奧氏體的含量隨著退火時間的延長而提高。但當退火時間達到24 h時,XRD測得奧氏體含量反而下降到15%,這可能是某些奧氏體的晶粒尺寸長大降低了奧氏體穩定性[18],不穩定的奧氏體在水冷的過程中發生了馬氏體相變,而使得745 ℃-24 h樣品中殘余奧氏體含量降低。

圖8745 ℃不同時間退火試樣奧氏體相對體積分數

Fig.8The relative volume fraction ofγin the samples annealed at 745 ℃ for different time

2.2.3 EBSD相分析及反極圖分析 對不同退火時間的樣品TD面進行EBSD分析,結果如圖9所示。可以看出,經過745 ℃退火后,退火試樣表現為奧氏體層和鐵素體層沿板材的法向依次交錯堆垛排列。從反極圖(IPF)中可以看出奧氏體層的晶粒取向主要以<101>取向為主,鐵素體層的晶粒取向主要以<111>取向為主。分別對奧氏體層和鐵素體層進行高倍EBSD分析,得出在奧氏體層中含有少量的鐵素體,而奧氏體取向除<101>取向外也有少量其它取向的奧氏體晶粒存在,奧氏體層中晶粒尺寸約為300 nm。在鐵素體層中,鐵素體晶粒尺寸也是亞微米級的,并且晶粒取向以<111>為主,也存在少量的<001>等取向。當退火時間不長時,奧氏體層的厚度隨著退火時間延長而增大,鐵素體層的厚度隨著退火時間的延長而減小,其結果與SEM觀察結果相一致。總之,當退火時間分別為5 min、30 min和1 h時,截面組織都是奧氏體層和鐵素體層依次堆垛的層狀結構,并且奧氏體層的織構與鐵素體層的不同;當退火時間達到24 h時,這種雙相層狀結構特征幾乎消失。考慮到745 ℃-24 h樣品奧氏體的熱穩定性差,在室溫下的殘余奧氏體含量較少,因此認為這種雙相層狀結構的形成與奧氏體的熱穩定性有著較大的關系。

圖9在745 ℃不同時間退火后試樣TD面EBSD相圖及反極圖

Fig.9EBSD phase-maps (a~f) and IPF-maps (a1~f1) of the samples annealed at 745 ℃ for different time (In the EBSD phase-maps, the red represents the austenite while the green represents the ferrite. In the IPF-maps, different colours represent different directions of grains)
(a, a1) 745 ℃-5 min (b, b1) 745 ℃-30 min (c, c1, e, e1, f, f1) 745 ℃-1 h (d, d1) 745 ℃-24 h

2.2.4 織構分析 從圖7XRD譜中可以看出,退火后的材料有著強烈的織構,因此本工作對745 ℃退火5 min、30 min、1 h和24 h 4個試樣中的奧氏體和鐵素體分別進行EBSD織構分析。分析時,注意了TD面和ND面織構的不同(本工作選TD面收集數據,然后旋轉成ND面進行分析),選取0°和45°織構截面進行分析,其奧氏體織構結果如圖10所示,鐵素體織構結果如圖11所示。可以看出,當退火時間為5 min,奧氏體帶中織構以黃銅型(brass)織構({110}<112>)為主,再加上少量的Goss型織構({110}<001>);30 min退火后,奧氏體織構仍然以黃銅型織構({110}<112>)為主;1 h退火后,黃銅型織構比例開始下降,Goss型織構比例開始上升;24 h退火后,黃銅型織構含量進一步減小,Goss型織構含量進一步上升。因此可以認為,隨著退火時間的延長,奧氏體中黃銅型織構會向Goss型織構轉化。同樣地,對鐵素體帶進行織構分析：當退火時間為5 min時,鐵素體織構主要以旋轉立方型(rotated cube) ({001}<110>)織構為主;30 min退火后,開始出現少量的立方型(cube)型({001}<100>)織構;1 h退火后,旋轉立方型織構含量明顯減少,立方型織構含量進一步提高;24 h退火后鐵素體的織構類型主要是立方型織構。

圖10經過745 ℃不同時間退火后試樣中奧氏體織構演化圖

Fig.10Textures of austenite in the different samples annealed for different time at 745 ℃
(a, a1) 745 ℃-5 min (b, b1) 745 ℃-30 min (c, c1) 745 ℃-1 h (d, d1) 745 ℃-24 h

圖11經過745 ℃不同時間退火后試樣中鐵素體織構演化圖

Fig.11Textures of ferrite in the different samples annealed for different time at 745 ℃
(a, a1) 745 ℃-5 min (b, b1) 745 ℃-30 min (c, c1) 745 ℃-1 h (d, d1) 745 ℃-24 h

因為退火24 h試樣中仍然存在強烈的織構,但是其奧氏體/鐵素體層狀條帶結構卻幾乎已經消失,因此織構可能并不是形成這種奧氏體/鐵素體層狀條帶結構的主要原因,但由于層狀條帶結構本身存在織構,因此本工作對退火織構的形成進行簡單的討論。對fcc合金而言,形變形成的黃銅型織構在退火過程中向Goss型織構轉變的現象已經有相關文獻報道[32],并且提出了一種應變能量釋放最大(strain energy release maximization,SERM)模型解釋了這種現象。本工作利用SERM模型來解釋奧氏體中織構的演變：選取{110}<112>黃銅型織構中的(101)[112]來分析,則晶粒的[110]方向是平行于ND方向,[112]方向平行于RD方向,這就說明晶粒是沿著[110]方向被壓扁,沿著[112]方向被拉長。在該奧氏體晶粒中,通過計算可得活躍的滑移系是(111)[011]和($\stackrel{\text{?}}{1}\stackrel{\text{?}}{1}1$)[101],這2個滑移方向的矢量和為[011]+[101]=[112],與軋制方向一致。根據SERM理論[30,31],[112]是平行于再結晶晶粒的最小Young's模量的。對于大部分fcc晶粒來說,它們的最小Young's模量是<100>[31],其再結晶晶粒的取向為(hk0)[001]。取最簡單Miller指數面,形成(110)[001]取向,即Goss型取向。因此在再結晶過程中,奧氏體的黃銅型織構轉化為Goss型織構是符合應變能量釋放最大模型,此時,(110)面是形變基體和再結晶晶粒所共享的面[32,33,34]。

2.2.5 EPMA分析 對65%CR、745 ℃-30 min和745 ℃-24 h樣品的TD面進行成分測試,Mn元素的分布如圖12所示。可以看出,65%CR試樣就存在Mn元素沿著RD方向的偏聚帶,考慮到冷軋態全為馬氏體組織,因此可以認為冷軋態組織由富Mn馬氏體和貧Mn馬氏體組成。745 ℃-30 min退火后,試樣會形成很明顯的富Mn層和貧Mn層,根據前面的EBSD分析,富Mn層對應奧氏體層,貧Mn層對應鐵素體層,其中奧氏體層的Mn含量約12.2%,而鐵素體層的Mn含量約11.3%;退火時間達到24 h后,Mn元素的分布又趨于均勻,這是因為745 ℃退火溫度接近Ac3溫度(752 ℃),745 ℃、24 h退火后,材料將處于平衡相含量,此時奧氏體含量將增至最大值,奧氏體中的Mn元素也趨于均勻分布,因此富Mn帶也變得不突出,甚至消失。

圖12不同狀態試樣TD面的Mn元素分布圖

Fig.12EPMA maps of Mn distribution for different samples
(a) 65%CR (b) 745 ℃-30 min (c) 745 ℃-24 h

2.2.6 TEM分析 由于SEM難以清楚表征退火試樣的精細結構,本工作采用TEM觀測745 ℃-1 h和745 ℃-24 h試樣的微觀組織,結果如圖13所示。745 ℃-1 h試樣的微觀組織主要表現為等軸再結晶晶粒組織(圖13a),但存在少量的板條馬氏體組織(圖13c),這些板條馬氏體可能是奧氏體在水冷過程中發生的馬氏體相變產物。745 ℃-24 h試樣中等軸晶粒區域內晶粒尺寸明顯長大(圖13b),且馬氏體組織也變粗了(圖13d)。另外,TEM分析發現745 ℃-24 h試樣中馬氏體區域明顯增多,而等軸再結晶奧氏體數量明顯變少,這是因為長時間退火使得奧氏體晶粒長大,Mn元素的偏聚現象減弱,奧氏體中Mn含量降低使得其穩定性降低,因此在水冷過程中淬火馬氏體會增加。這進一步說明745 ℃-24 h試樣中的奧氏體含量減少的原因是奧氏體發生了淬火馬氏體相變。

圖13不同退火試樣TEM像

Fig.13TEM images of 745 ℃-1 h (a, c) and 745 ℃-24 h (b, d) samples (a, b) recrystallized grains (c, d) martensite

2.3 拉伸性能及拉伸變形組織分析

2.3.1 拉伸性能 對冷軋及不同時間退火試樣進行室溫拉伸實驗,其工程應力-應變拉伸曲線如圖14所示。可以看出,雖然65%CR樣品屈服強度很高,但是其延伸率只有7%左右;經745 ℃退火后,試樣的延伸率得到了大幅度上升。試樣的屈服強度和抗拉強度隨退火時間的延長而降低,而延伸率則隨著退火時間的延長先升高后降低,30 min退火試樣獲得最大的延伸率(26.4%)。對于有層狀結構的5 min、30 min和1 h退火試樣,它們的屈服強度相差的并不大,5 min試樣屈服強度為806 MPa,30 min試樣屈服強度為794 MPa,1 h試樣的屈服強度為743 MPa;而退火24 h試樣的屈服強度為500 MPa,相對于退火30 min試樣下降了近300 MPa,且延伸率也略有下降,從26.4%下降到24.2%。因此,具有雙相層狀結構的退火試樣同時具有高強度和良好延伸率,但層狀結構消失時,材料的強度和延伸率雙雙下降,尤其是屈服強度下降很多。

圖14不同試樣的工程應力-應變拉伸曲線

Fig.14Tensile stress-strain curves of different samples

2.3.2 在拉伸變形過程中微觀組織EBSD分析對745 ℃-1 h樣品進行不同變形量的拉伸試樣的微觀組織進行EBSD分析,結果如圖15所示。當該試樣經過0.5%變形時(未達到屈服點),其奧氏體發生馬氏體相變,奧氏體含量急劇減少,殘余的奧氏體晶粒仍然大部分保持著<101>取向,而鐵素體晶粒除保留原來的<111>取向外,同時也出現了<001>取向的晶粒;當形變量達到5%時,大部分奧氏體消失,剩余奧氏體晶粒仍保持<101>取向,而在鐵素體晶粒中,<001>取向的晶粒比例進一步增加;當形變量達到10%時,奧氏體基本完全消失,出現了以<111>為主和以<001>為主的鐵素體層狀條帶結構;拉斷后,其截面組織仍然保持<111>和<001>層狀條帶結構。對745 ℃-24 h試樣以及其拉斷后的組織進行EBSD分析,結果如圖16所示。可以看出,745 ℃-24 h試樣本身層狀條帶結構較弱,拉斷后也沒有出現條帶結構。

圖15745 ℃-1 h試樣經過不同拉伸變形后TD面EBSD相圖及反極圖

Fig.15EBSD phase-maps (a~d) and IPF-maps (a1~d1) of the 745 ℃-1 h sample with different tensile deformations (In the EBSD phase-maps, the red represents the austenite while the green represents the ferrite. In the IPF-maps, different colours represent different directions of grains)
(a, a1) 0.5% strain (b, b1) 5% strain (c, c1) 10% strain (d, d1) tensile fracture

圖16745 ℃-24 h試樣拉斷后TD面EBSD相圖及其反極圖

Fig.16EBSD phase-map (a) and IPF-map (a1) of the 745 ℃-24 h sample after tensile fracture (In the EBSD phase-maps, the red represents the austenite while the green represents the ferrite. In the IPF-maps, different colours represent different directions of grains)

2.4 討論

Mn12Ni2MoTi(Al)鋼經過1100 ℃固溶淬火及冷軋變形后,形成具有E型織構的馬氏體組織,但EPMA分析表示冷軋組織中存在弱的富Mn層狀條帶。冷軋組織在745 ℃兩相區退火時會發生再結晶以及奧氏體相變。因為織構并不是奧氏體/鐵素體層狀條帶結構存在的主要原因,因此這種奧氏體/鐵素體層狀條帶結構的形成主要與Mn元素偏析有關。在兩相區再結晶退火過程中,富Mn條帶優先轉變成奧氏體帶,而貧Mn區域仍為E型織構的馬氏體或鐵素體。由于合金中含有Mo、Ti等合金元素,因此在745 ℃退火過程中會析出Laves相[15,26],Laves相能有效地阻礙再結晶晶粒的長大,因此短時間退火再結晶晶粒尺寸非常小,約為300 nm。另外,本工作退火溫度接近752 ℃ (Ac3溫度),在長時間退火過程中絕大部分區域要轉變成奧氏體,因此隨著退火時間的延長,奧氏體含量會增加,且Mn元素在奧氏體中的分布變得均勻,富Mn條帶會逐漸消失。另外隨著退火時間的延長,晶粒會長大,當退火時間延長到24 h時,此時奧氏體晶粒已經較大且其Mn含量降低,奧氏體穩定性下降,尺寸較大的奧氏體在水冷過程中會發生馬氏體相變,水冷后馬氏體含量增加而奧氏體含量較小,同時這種層狀結構會消失。

拉伸實驗表明,具有層狀結構退火試樣的屈服強度較高,同時保持著較好的延伸率,而不具有層狀結構的退火試樣其屈服強度和延伸率雙雙下降。這是因為具有雙相層狀結構的試樣組織是硬度較大的鐵素體層和硬度較小的奧氏體層交錯堆垛組成的。硬度較大的鐵素體層的屈服強度高,提高了材料的強度(尤其是屈服強度),而硬度較小的奧氏體層本身具有良好的塑性且使材料的整體具有良好的塑性。對于沒有這種雙相層狀結構的實驗用鋼,則沒有這種硬相條帶和軟相條帶的協同強化效應,因此其屈服強度較低,延伸率也較低。總之,通過簡單的冷軋+兩相區退火的形變熱處理,可以得到具有高強高塑性的奧氏體/鐵素體雙相層狀結構高錳鋼。

3 結論

(1) Mn12Ni2MoTi(Al)鋼經過形變熱處理后,其橫截面上形成了沿板材法向交替排列的奧氏體層/鐵素體層雙相層狀條帶組織。

(2) 雙相層狀條帶組織中每一條帶由晶體取向相近的亞微米等軸晶組成,但奧氏體條帶中含有少量的鐵素體晶粒,鐵素體條帶中含有少量的奧氏體晶粒。

(3) 冷軋組織表現為弱的{111}<110> E型織構的馬氏體組織,經745 ℃、5 min退火后發生部分再結晶,并形成奧氏體/鐵素體層狀條帶結構,其中奧氏體條帶具有黃銅型{110}<112>和Goss型{110}<001>織構;鐵素體條帶織構主要為旋轉立方型{001}<110>和立方型{001}<100>。隨著退火時間的延長,這種層狀條帶特征先增強然后逐漸減弱直至消失,同時奧氏體織構由黃銅型織構逐漸向Goss型織構演化。

(4) 當材料具有雙相層狀條帶組織時,同時具有高屈服強度和良好延伸率,如冷軋試樣745 ℃退火30 min后,其屈服強度近800 MPa,延伸率達到了26.4%;當層狀條帶組織消失時,其屈服強度大幅下降的同時延伸率也下降,745 ℃退火24 h后,試樣的屈服強度為500 MPa,延伸率為24.2%。

來源--金屬學報