Acta Metallurgica Sinica  2016 , 52 (2): 224-232 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00280

论文

低合金多相钢中残余奥氏体对塑性和韧性的影响*

谢振家, 尚成嘉, 周文浩, 吴彬彬

北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083

EFFECT OF RETAINED AUSTENITE ON DUCTILITY AND TOUGHNESS OF A LOW ALLOYED MULTI-PHASE STEEL

XIE Zhenjia, SHANG Chengjia, ZHOU Wenhao, WU Binbin

School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China

文献标识码:  A

文章编号:  0412-1961(2016)02-0224-09

通讯作者:  Correspondent: SHANG Chengjia, professor, Tel: (010)62332428, E-mail: cjshang@ustb.edu.cn

责任编辑:  XIE ZhenjiaSHANG ChengjiaZHOU WenhaoWU Binbin

收稿日期: 2015-05-27

网络出版日期:  2016-02-20

版权声明:  2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  * 国家重点基础研究发展计划资助项目 2010CB630801

作者简介:

作者简介: 谢振家, 男, 1987年生, 博士生

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摘要

研究了经临界退火和不同温度回火后多相组织低合金钢中残余奥氏体对塑性和韧性的影响. 结果表明, 实验钢经两相区临界退火和不同温度回火后, 获得了临界铁素体、回火马氏体/贝氏体以及体积分数分别为2%, 5%, 10%的残余奥氏体多相组织. 含有不同体积分数残余奥氏体的多相组织钢强度差异不大, 其屈服强度介于540~590 MPa, 抗拉强度介于720~780 MPa. 残余奥氏体含量对塑性和韧性影响显著. 随着残余奥氏体含量的增加, 实验钢的均匀延伸率和断后延伸率分别从10.3%和23.8%提高到20.4%和33.8%. 塑性的提高主要是由于残余奥氏体在拉伸过程中逐步发生马氏体相变, 从而提供持续的加工硬化能力, 推迟颈缩的发生. 残余奥氏体对韧性的改善随着冲击测试温度的降低变得更加显著. 冲击温度高于-60 ℃时, 不同体积分数的残余奥氏体实验钢的冲击功均在120 J以上, 当冲击实验温度为-80 ℃时, 残余奥氏体含量仅2%的实验钢的冲击韧性仅14 J, 而含有残余奥氏体体积分数约10%的实验钢在-80和-100 ℃的冲击功仍然保持在60~80 J. 残余奥氏体的存在有利于提高低温冲击过程中的塑性变形能力, 延迟起裂, 提高起裂功, 从而有利于获得优异的低温冲击韧性.

关键词: 多相钢 ; 残余奥氏体 ; 塑性 ; 低温韧性

Abstract

High performance steels require not only high strength, but also the combination of high ductility, high toughness and good weldability. Retained austenite in multi-phase steels has been widely reported to be helpful for obtaining high strength, high ductility and high toughness. In this work, steel with multi-phase microstructure consisting of intercritical ferrite, tempered martensite/bainite and different volume fractions retained austenite was obtained by intercritical annealing and tempering at 600~680 ℃. The volume fractions of retained austenite were 2%, 5%, 10% for samples tempered at 600, 650 and 680 ℃, respectively. The effect of retained austenite on ductility and toughness was studied in detail. Results showed that there was no obvious change in strength by varying the volume fraction of retained austenite, yield strength of the steel was 540~590 MPa, tensile strength was 720~780 MPa. Retained austenite could largely improve both the ductility and toughness of the steel. With increasing the volume fraction of retained austenite from 2% to 10%, the uniform elongation and total elongation were enhanced from 10.3% and 23.8% to 20.4% and 33.8%, respectively. The underlying reason for the improvement of ductility was attributed to the transformation induced plasticity of retained austenite by providing sustainable high work hardening rate. The improvement of toughness by retained austenite became more obvious when testing temperature was lower. When impact test temperature was higher than -60 ℃, the Charpy impact energy of samples with 2%~10% retained austenite were larger than 120 J. When test temperature was -80 ℃, Charpy impact energy of sample with 2% retained austenite decreased to 14 J, while that of sample with 10% retained austenite remained as 60~80 J when test temperature was as low as -80 and -100 ℃. Results from instrument impact test indicated that retained austenite was helpful for enhancing plasticity before crack initiation at low temperature, leading to improvement of crack initiation energy, resulting in excellent low temperature toughness.

Keywords: multi-phase steel ; retained austenite ; ductility ; low temperature toughness

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谢振家, 尚成嘉, 周文浩, 吴彬彬. 低合金多相钢中残余奥氏体对塑性和韧性的影响*[J]. , 2016, 52(2): 224-232 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00280

XIE Zhenjia, SHANG Chengjia, ZHOU Wenhao, WU Binbin. EFFECT OF RETAINED AUSTENITE ON DUCTILITY AND TOUGHNESS OF A LOW ALLOYED MULTI-PHASE STEEL[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2016, 52(2): 224-232 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00280

高性能低合金钢被广泛应用于建筑结构、工程机械和能源工业等领域, 其不仅要求高强度, 同时还需要有良好的塑性、韧性及可焊接性能[1]. 一般而言, 相变强化和晶粒细化是提高强度和韧性有效途径[2-4]. 然而, 这种靠单一强硬相组织和晶粒细化而获得的高强钢往往塑性较低, 且屈强比高. 研究[5-7]表明, 在钢中获得大量弥散分布的室温稳定的残余奥氏体是实现高塑性、高韧性的有效手段. 就残余奥氏体提高钢铁材料的塑性而言, 主要包含2种机制: 一是相变诱导塑性(transformation induced plasticity, TRIP)机制, 一般在高C-Si-Mn钢中残余奥氏体存在, 使钢在变形过程中, 由于应变诱导相变的作用使得奥氏体向强硬相的马氏体转变, 即TRIP效应[8], TRIP效应的发生使形变难以局部集中并使应变分散, 从而得到高的均匀变形, 使钢在具有较高的强度的同时又具有良好的塑性; 另一种是孪晶诱发塑性(twinning induced plasticity, TWIP)机制, 在高锰高镍TWIP钢中奥氏体具有足够的稳定性在形变过程不发生相变, 而通过产生大量形变孪晶, 推迟颈缩的形成, 进而获得优异的强塑性[9,10].

研究[11,12]表明, 在含(5%~11%)Ni高合金回火马氏体低温用钢中, 马氏体板条间以及晶界薄膜状的残余奥氏体可以大大改善钢的低温冲击韧性. 此外, 低碳贝氏体钢中薄膜状的残余奥氏体也被广泛认为其因能钝化裂纹的扩展而有利于低温韧性[13]. 然而, 残余奥氏体在如何提高钢铁材料的低温冲击韧性的机理方面仍然不明确, 需要进行重点研究.

本工作主要针对一种低碳低合金钢经两相区退火和不同温度回火, 以获得不同含量的残余奥氏体的多相组织钢. 采用扫描电子显微镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)技术、透射电子显微镜(TEM)及X射线衍射技术(XRD)等对多相组织及残余奥氏体进行了表征. 利用单轴拉伸、低温冲击结合示波冲击等实验手段研究了低碳低合金钢中不同体积分数的残余奥氏体对塑性和韧性改善的机理.

1 实验方法

实验钢采用ZGJL0.05-100-2.5D型50 kg真空感应炉冶炼, 化学成分(质量分数, %)为: C 0.08, Mn 2.4, Si 0.5, S 0.002, P 0.002, Ni 0.5, (Mo+Nb+Ti) 0.42, Fe余量. 铸锭经锻造形成100 mm厚的长坯, 随后重新加热到1250 ℃保温2 h使之均匀化, 经粗轧和精轧热轧成16 mm厚热轧板. 热处理拉伸试样为用线切割沿轧向加工成180 mm×16 mm×16 mm的毛坯, 冲击试样为55 mm×16 mm×16 mm的毛坯. 为了获得板条结构的初始组织, 实验钢先经900 ℃使其奥氏体化保温30 min, 并淬火处理. 再经过两相区740 ℃保温30 min并空冷至室温(两相区退火处理), 最后将淬火及退火后的试样分别在600, 650和680 ℃回火30 min, 空冷至室温, 不同回火温度的样品分别记为试样T600, T650和T680.

将热处理后的拉伸毛坯试样加工成标距为直径10 mm, 长50 mm的圆棒试样, 拉伸性能测定按照GB/T 228-2002在WDW200D万能拉伸试验机上进行, 应变速率为1×10-3 s-1. 将不同工艺回火后的冲击毛坯加工成带有V型缺口, 尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的标准全厚Charpy冲击试样, 并参照GB/T229-2007在ZBC-450冲击试验机上进行不同温度下低温冲击实验, 在每个测试温度至少测试3个同一热处理工艺所得的冲击试样, 冲击功取平均值. 利用NI750C示波冲击试验机测量了T600和T680的标准全厚Charpy冲击试样在-80 ℃时的冲击载荷-位移-能量曲线. 显微组织观察试样从热处理后的拉伸试样毛坯上切取, 经研磨、抛光和4%硝酸酒精(体积分数)浸蚀. 显微组织及冲击断口形貌在ULTRA-55型场发射扫描电镜(FE-SEM)观察. EBSD试样经机械研磨和抛光后最终采用电解抛光, 电解抛光溶液为10%高氯酸-乙醇(体积分数)溶液, 电解抛光电压为18 V, 电流约为1.2 A. 利用配备了Oxford-EBSD成像系统的JSM 7000F型FE-SEM对其微观组织形貌以及残余奥氏体分布进行观察, EBSD的扫描步长为0.05 μm. 利用DMAX-RBX型XRD测定了实验钢中的残余奥氏体含量, 工作电压40 kV, 电流150 mA, 步宽为0.02°. 采用五峰法测定残余奥氏体的含量, 计算参照GB8362-87. 采用线切割切取0.4 mm厚的薄片, 经机械研磨减薄至40~50 μm, 用8%高氯酸-乙醇溶液(体积分数)在双喷电解减薄仪上双喷减薄后, 在Technai F20 TEM上进行观察和选区电子衍射(SAED)分析, 工作电压为200 kV.

2 实验结果

2.1 显微组织

图1给出了实验钢经不同阶段热处理后的SEM像. 图1a为实验钢经900 ℃完全奥氏体化后淬火获得的淬火马氏体或贝氏体板条组织. 经过两相区740 ℃临界退火后, 实验钢的显微组织为临界铁素体和马氏体/贝氏体的多相组织, 如图1b所示. 研究[14,15]表明, 初始组织为板条马氏体/贝氏体的低合金钢在两相区临界退火过程中, 奥氏体沿着原始奥氏体晶界以及板条组织之间弥散形成, 实现部分奥氏体化, 未奥氏体化基体组织仍然保持板条结构, 且基体组织中的C, Mn和Ni元素向奥氏体中富集, 从而提高奥氏体的淬透性, 在后续的冷却过程中奥氏体转变成马氏体/贝氏体的低温相变组织. 由马氏体/贝氏体经两相区退火而形成的C, Mn和Ni含量贫化的未奥氏体化组织被称为临界铁素体(intercritical ferrite)[16], 其形貌与由奥氏体发生高温相变形成的多边形铁素体不同, 临界铁素体保持原来的板条结构. 经过两相区退火和不同温度回火后, 实验钢的显微组织基本相同, 主要为临界铁素体和回火马氏体/贝氏体, 如图1c~e所示.

图1   实验钢经不同阶段热处理后的SEM像

Fig.1   SEM images for experimental steel after firstly austenitization and quenching (a), secondly intercritical annealing (b), thirdly tempering at 600 ℃ (c), 650 ℃ (d) and 680 ℃ (e)

实验钢经不同温度回火后的EBSD像如图2所示. 可以看出, 临界退火后, 回火温度较低的试样T600中, EBSD未明显观察到有残余奥氏体组织存在, 如图2a所示. 回火温度为650 ℃时, 试样T650中可以观察到明显的残余奥氏体组织, 如图2b所示. 随着回火温度提高到680 ℃, 实验钢中的残余奥氏体含量进一步增加, 如图2c所示. 在分布及形貌上, 试样T650与T680中的残余奥氏体也有所区别, 试样T650中的残余奥氏体主要分布在原始奥氏体晶界, 呈细小的块状, 而试样T680中残余奥氏体遍布于奥氏体晶界、板条束间, 板条束间的残余奥氏体主要为薄膜状. 由于EBSD步长为0.05 μm, 一些小于50 nm的残余奥氏体很难被EBSD表征出来. 因此, 采用XRD定量分析了不同温度回火后实验钢中残余奥氏体的体积分数, 结果如图3所示. 由图可见, 实验钢经两相区退火和600, 650和680 ℃回火后, 残余奥氏体的体积分数分别约为2%, 5%, 10%. 采用TEM进一步观察了试样T680中的薄膜状的残余奥氏体组织, 结果如图4所示. 图4a和b分别为残余奥氏体组织的TEM明场和暗场像. 经分析, 图4b插图为fcc结构的残余奥氏体[110]晶带轴的电子衍射花样. 从图4a和b可以看出, 相邻的残余奥氏体组织具有相同或相近的晶体取向. 残余奥氏体呈薄膜的长条状, 其宽度为100~500 nm, 长度1~5 μm.

图2   实验钢经不同温度回火后的EBSD像

Fig.2   EBSD images for experimental steel after tempering at 600 ℃ (a), 650 ℃ (b) and 680 ℃ (c)

图3   实验钢经不同温度回火后的XRD谱

Fig.3   XRD spectra for experimental steel after tempering at different temperatures (fγ—volume fraction of retained austenite; T600, T650 and T680 correspond to experimental steel tempered at 600, 650 and 680 ℃, respectively)

图4   经680 ℃回火后实验钢中残余奥氏体的TEM明场、暗场像及SAED花样

Fig.4   Bright-field (a) and dark-field (b) TEM images of retained austenite for experimental steel after tempering at 680 ℃ (Inset in Fig.4b shows the SAED pattern)

2.2 力学性能

实验钢经临界退火和不同温度回火后的力学性能如表1所示. 经600 ℃回火后, 屈服强度为596 MPa, 抗拉强度为746 MPa. 当回火温度升高到650 ℃时, 屈服强度基本不变, 抗拉强度降低至720 MPa. 回火温度继续升高至680 ℃时, 屈服强度下降, 为541 MPa, 抗拉强度升高至783 MPa. 由于实验钢中临界铁素体的存在, 实验钢的塑性整体水平较高, 试样T600的均匀延伸率和断后延伸率分别为10.3%和23.8%. 随着回火温度的增加, 实验钢的塑性随着残余奥氏体含量增加而进一步大幅度提高. 回火温度为680 ℃的试样T680的均匀延伸率和断后延伸率分别为20.4%和33.8%. 不同温度回火后, 实验钢在-40 ℃下Charpy冲击功基本相同, 在122~142 J之间. 当冲击测试温度下降至-80 ℃时, 试样T600的Charpy冲击功仅14 J, 回火温度较高的试样T650为30 J, 而试样T680仍有65 J的良好的冲击韧性.

表1   不同温度回火后实验钢的力学性能

Table 1   Mechanical properties of experimental steel after tempering at different temperatures

Sampleσs / MPaσb / MPaAu / %A / %Ev / J
-40 ℃-80 ℃
T60059674610.323.813314
T65059072016.031.814230
T68054178320.433.812265

Note: σs―yield strength, σb―tensile strength, Au―elongation at maximum force (uniform elongation), A―elongation after fracture (total elongation), Ev―Charpy impact energy

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为了进一步研究实验钢中残余奥氏体对冲击韧脆转变温度的影响, 对含残余奥氏体为2%和10%的试样T600和T680分别测量了0~-196 ℃间不同温度下的冲击韧性, 结果如图5所示. 可以看出, 经600和680 ℃回火后的试样T600和T680的上平台冲击功(upper-shelf energy, USE)分别约为147和138 J. 随着测试温度降低, 残余奥氏体含量较低的试样T600的冲击韧性急剧下降, 冲击温度为-60 ℃时, 其冲击功下降至60 J, 到-80 ℃时其冲击功仅14 J; 而残余奥氏体含量较高的试样T680的冲击韧性下降缓慢, 当冲击温度为-60 ℃时, 其冲击功为108 J, 当冲击温度下降至-80和-100 ℃时, 其冲击功分别为65和61 J. 采用上平台冲击功和下平台冲击功的算术平均值对应的温度作为材料的韧脆转变温度, 试样T600和T680的韧脆转变温度分别约为-60和-80 ℃. 由此可见, 低碳低合金钢中残余奥氏体不仅能大大提高塑性, 而且有利于改善其韧性, 尤其是低温条件下的冲击韧性.

图5   实验钢经600和680 ℃回火后在不同温度下的冲击功

Fig.5   Charpy impact energies at different temperatures for experimental steel after tempering at 600 and 680 ℃

2.3 冲击断口形貌观察

图6为试样T600, T650及T680在-80 ℃冲击后靠近V形缺口底部和远离V形缺口的裂纹扩展区域的断口形貌. 可以看出, 残余奥氏体含量仅2%的试样T600在靠近V形缺口以及远离V形缺口的位置均呈现出明显的脆性断裂断口特征, 只能观察到极少数的小韧窝, 如图6a和b所示. 从图6c和d中可以看出, 残余奥氏体含量为5%的试样T650在接近V形缺口及远离V形缺口的位置可以观察到部分韧性断裂的特征, 韧窝数量较试样T600有明显增加. 随着残余奥氏体含量进一步增加, 试样T680的韧性断裂特征进一步增加, 韧窝数量进一步增多, 如图6e和f所示.

图6   实验钢经不同温度回火后在-80 ℃冲击后的断口形貌

Fig.6   Fracture morphologies near V-notch root (a, c, e) and crack propagation area far away from V-notch (b, d, f) for experimental steel after tempering at 600 ℃ (a, b), 650 ℃ (c, d) and 680 ℃ (e, f)

3 分析讨论

3.1 残余奥氏体对加工硬化行为及塑性的影响

低合金高强钢塑性的提高关键在于如何提高均匀延伸率, 即如何推迟颈缩的发生. 根据颈缩判据[17], 当瞬时加工硬化指数n*等于真应变ε时, 颈缩发生, 材料进入失稳状态, 此时均匀延伸率Au=n*. 根据拉伸应力-应变曲线, 对不同温度回火后试样的加工硬化行为采用Hollomon方程进行分析, 表述式如下[18]:

σ=Kεn(1)

式中, σ为真应力, K为材料系数, n为加工硬化指数. 对式(1)两边取对数并微分, 得瞬时加工硬化指数 n*:

n*=dlnσdlnε(2)

将实验得到的ε与通过式(2)计算的 n*作图, 结果如图7所示. 可以看出, 试样T600, T650和T680的瞬时加工硬化指数随真应变的增加的变化趋势均呈现出3个阶段: 在初始阶段加工硬化指数急剧下降, 随后上升, 最后缓慢下降至材料失稳, 这与含有大量残余奥氏体的高锰奥氏体逆相变(austenite reverted transformation)钢(5%)以及C-Mn高硅TRIP钢的应变硬化行为类似[19,20]. 回火温度越高, 钢中残余奥氏体含量越多, 加工硬化越能持续在较高水平, 均匀延伸率越大. 在应变开始阶段, 主要以铁素体软相中位错增值硬化机制为主, 铁素体中可动位错多, 位错增值速率快, 初始加工硬化高, 随着应变的增加, 位错在界面大量塞积, 铁素体中位错增值速率降低, 故而加工硬化指数急剧下降. 随着应变的进一步增加, 在铁素体和回火马氏体之间的残余奥氏体一方面可以吸收部分位错[21], 使铁素体中可以进一步通过位错增值而产生加工硬化, 另一方面残余奥氏体在应力/应变的诱导下开始逐步发生马氏体相变[22], 马氏体硬相的形成也能增强加工硬化效果, 即TRIP效应. 因此钢中残余奥氏体越多, 这种加工硬化行为越能得到持续, 从而越有利于推迟颈缩发生, 大大提高实验钢的均匀延伸率.

图7   实验钢经不同温度回火后瞬时加工硬化指数-真应变(n*-ε)曲线

Fig.7   Instantaneous work hardening exponent (n*) versus true strain (ε) curves for experimental steel after tempering at different temperatures

3.2 残余奥氏体对韧性的影响

早期在高镍(Ni含量为6%~9%)回火马氏体低温用钢的研究[23]中发现, 残余奥氏体可以有效的改善低温韧性, 此后残余奥氏体可以大大提高低温韧性的观点被人们广泛接受, 然而其作用机理的认识仍然存在着许多不足. 研究[24-26]认为, 软的残余奥氏体可以钝化扩展中的裂纹, 正如裂纹尖端的淬火马氏体能够促进脆性断裂一样, 后来发现断口附近及塑性变形区的残余奥氏体均已经转变成了马氏体, 因而残余奥氏体钝化裂纹的机制被否定[27,28]. 另一种观点[29,30]认为, 残余奥氏体在冲击过程中会发生马氏体相变, 从而吸收额外的能量, 提高冲击功. 然而Kim和Schwartz[31]的计算结果表明, 10%的残余奥氏体仅能提供3.3 J的由于马氏体相变而产生的额外吸收功. 本工作采用示波冲击实验研究了残余奥氏体含量分别为2%和10%的试样T600和T680在-80 ℃时的冲击形变及断裂过程, 所得的位移-载荷曲线及位移-吸收能量曲线如图8所示. 可以看出, 残余奥氏体含量较高的试样T680在经过弹性形变之后有着明显的塑性变形阶段, 之后载荷达到最大值, 此时裂纹开始起裂, 此时吸收能量(起裂功)约41 J, 经过短暂的裂纹稳定扩展之后, 裂纹扩展进入失稳阶段. 而残余奥氏体含量较低的试样T600则在弹性形变后几乎未发生塑性形变的情况下即开始起裂, 且随后立即进入裂纹失稳扩展阶段, 发生脆性断裂. 由此可以看出, 残余奥氏体可以大大提高低温冲击过程中起裂前的塑性变形能力, 从而提高起裂功. 因此低温稳定的残余奥氏体含量越高, 低温冲击韧性越高, 韧脆转变开始温度越低. 从断口形貌所得的韧脆性断裂特征分析, 残余奥氏体含量增加, 韧性断裂特征加强. 在冲击断裂过程中, 由于位错在相界面或第二相粒子上塞积, 形成微孔(micro-viod), 随后微孔长大并相互串联进而形成韧窝[32]. 因此, 随着残余奥氏体含量的增加, 一方面塑性变形能力的提高使位错更容易塞积, 另一方面, 细小弥散的残余奥氏体发生马氏体相变, 新形成的马氏体硬相颗粒可以提供更多的第二相界面, 从而有利于韧窝的形成, 进而有利于提高冲击过程中的裂纹扩展功.

图8   实验钢经600和680 ℃回火后在-80 ℃的示波冲击位移-载荷和位移-吸收能量曲线

Fig.8   Load and absorbed energy versus displacement for experimental steel tempered at 600 and 680 ℃ after impact test at -80 ℃

图9为经680 ℃回火后的实验钢在-80 ℃冲击后远离断裂面和靠近断裂面区域的EBSD像. 可以看出, 实验钢中的残余奥氏体具有良好的低温稳定性, 经-80 ℃冷处理后远离断裂面区域的残余奥氏体仍然稳定存在, 如图9a所示, 而靠近断裂面的区域未观察到残余奥氏体组织, 如图9b所示. 对比图9a和b可以看出, 靠近断裂面区域的EBSD像含有大量深色的低Kikuchi带衬度(band contrast, BC)值区域. 研究[33,34]表明, 这些深色的低BC值区域为大应变导致高位错密度区域或者为残余奥氏体发生TRIP效应形成的马氏体区域. 由此进一步证实, 实验钢中的残余奥氏体具有良好的低温稳定性, 在低温冲击过程中可以发生TRIP效应, 从而提高冲击过程中的塑性变形能力, 进而改善实验钢的低温冲击韧性.

图9   实验钢经680 ℃回火后在-80 ℃冲击后的EBSD像

Fig.9   EBSD images far away from (a) and near (b) fracture for experimental steel tempered at 680 ℃ after impact test at -80 ℃

4 结论

(1) 采用全奥氏体化淬火-临界退火和600~680 ℃不同温度回火, 在低合金钢中获得了临界铁素体、回火马氏体/贝氏体以及不同含量的残余奥氏体的多相组织. 随着回火温度的增加, 残余奥氏体体积含量增多, 在600, 650和680 ℃回火后, 残余奥氏体体积分数分别为2%, 5%, 10%. 残余奥氏体对强度影响不大, 不同温度回火后, 实验钢屈服强度为540~590 MPa, 抗拉强度为720~780 MPa.

(2) 残余奥氏体能显著提高实验钢的塑性. 经680 ℃回火后所获得残余奥氏体含量为10%的实验钢, 其均匀延伸率可达20.4%, 断后延伸率达到33.8%. 残余奥氏体对塑性的提高主要是由于其逐步发生的相变诱导塑性效应, 提供可持续的加工硬化能力, 推迟颈缩的发生.

(3) 残余奥氏体能够大大提高实验钢的低温韧性, 降低韧脆转变温度. 含有10%残余奥氏体的多相组织实验钢在-100 ℃仍能保持有61 J的冲击功. 示波冲击结果分析表明, 残余奥氏体可以有效提高裂纹起裂前的塑性变形能力, 从而获得较高的起裂功, 改善实验钢的低温冲击韧性.

The authors have declared that no competing interests exist.


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