尹炎祺, 伍翠兰
, 谢盼, 朱恺, 田松栗, 韩梅, 陈江华
湖南大学材料科学与工程学院, 长沙 410082
通讯作者:
收稿日期: 2016-01-26
网络出版日期: 2016-01-11
版权声明: 2017 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介: 尹炎祺, 男, 苗族, 1991年生, 硕士生
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摘要
采用XRD, SEM, TEM, 硬度测试和拉伸实验研究了冷轧Mn12Ni2MoTi(Al)钢经不同工艺退火后的显微组织及力学性能. 结果表明, 马氏体Mn12Ni2MoTi(Al)钢经65%冷轧及710~745 ℃退火处理后转变成主要由奥氏体晶粒和铁素体晶粒组成的亚微米级超细晶粒双相组织, 并且弥散分布着第二相析出物颗粒; 在退火中形成的富Ti, Mo及Si的第二相颗粒阻碍了超细再结晶晶粒的粗化, 从而提高了钢的屈服强度和热稳定性; 经710 ℃, 24 h长时间退火后, 超细晶粒双相钢的平均晶粒尺寸仍然小于500 nm; 超细晶粒双相钢延伸率随室温奥氏体体积分数增加而增加, 室温奥氏体体积分数随退火温度升高或退火时间延长先增加后降低, 且在745 ℃, 0.5 h退火时达到最大值. 超细晶粒钢的屈服强度和总延伸率可达到900 MPa和23%以上, 比同种材料淬火马氏体钢提高了约一倍.
关键词：
Abstract
For decades, transformation induced plasticity (TRIP) assisted steels with high tensile strength and exceptional ductility at room temperature have attracted a great deal of attentions. Their applications are often limited due to the low yield strength. In this work, an ultrafine grained (UFG) duplex Mn12Ni2MoTi(Al) TRIP steel with high yield strength and good ductility is fabricated by cold rolling and subsequent annealing at 710~745 ℃. The microstructure and mechanical properties of the steels with different heat treatment conditions are investigated by means of XRD, SEM, TEM, hardness and tensile tests. It is found that after annealing at 710~745 ℃, the deformation microstructure of the cold-rolled samples has transformed into a sub-micron UFG duplex microstructure consisting of austenite, ferrite and dispersed second-phase precipitations. The second-phase precipitations formed during annealing are rich in Ti, Mo and Si, and play an important role in preventing the ultrafine grains from coarsening, which results in high yield strength and good thermal stability. After annealing at 710 ℃ for 24 h, the average grain size of the UFG steel is still less than 500 nm. The elongation of the UFG duplex steel is increasing with the increment of the volume fraction of austenite in the UFG duplex steel at room temperature. The volume fraction of austenite in the UFG duplex steel at room temperature first increases and then decreases with the annealing temperature and time increasing, and reaches the maximum value when annealing at 745 ℃ for 0.5 h. The yield strength and total elongation of the UFG steel can be as large as 900 MPa and 23%, respectively, which are about double those of the quenched martensitic sample.
Keywords：
相变诱发塑性(TRIP)钢的TRIP效应是指在塑性变形过程中应变诱导奥氏体转变为马氏体, 使得变形区域的应力集中得到松弛, 从而避免了裂纹的过早形成, 因此, TRIP钢的拉伸性能表现为高抗拉强度和高塑性的特点. 然而TRIP钢屈服强度一般较低[1~3], 限制了其应用, 因此有必要通过有效方法来提高TRIP钢的屈服强度.
提高材料屈服强度的方法有细化晶粒[4~11]、引入纳米孪晶梯度层[12]、引入位错缺陷[13]、析出弥散第二相颗粒[14,15]等, 其中细晶强化因适用性广且可同时提高材料的强度和韧性而被广泛采用. 传统钢通常采用大塑性变形[16~18]、形变热处理[5~8,10,19~21]等方法获得超细晶粒组织, 其中冷轧及退火构成的形变热处理方法[4~6,19~21]因其工艺简单且适用于大型工件等特点而具有明显优势. Tsuji等[4]研究表明, 低碳钢经过冷轧及退火处理获得了超细铁素体组织, 该超细铁素体组织具有优良的综合力学性能, 但是其强度低于淬火态试样, 塑性则低于高温退火态. AISI 201L和304L奥氏体不锈钢经冷轧及短时退火处理后也形成了超细晶粒组织, 使其屈服强度大于1000 MPa, 延伸率超过30%[5,6]. 然而, 95%冷轧变形的201L奥氏体不锈钢经850 ℃退火30 s后屈服强度大于1400 MPa, 但当退火时间延长至0.5 h时, 不仅屈服强度低于800 MPa, 而且延伸率同时下降[5]. 这说明AISI 201L和304L奥氏体不锈钢形变组织的回复再结晶速度很快, 当退火温度升高或退火时间延长时, 其屈服强度快速下降.
高锰Fe-Mn-Al-Si系或者Fe-Mn-Al-C系TRIP/TWIP钢(TWIP指孪生诱导塑性)也可以通过变形及不完全再结晶退火来提高屈服强度[13,15,22~24], 但是其屈服强度随退火温度升高或退火时间延长快速下降. 60%~80%冷轧的Fe-31Mn-3Al-3Si钢在575 ℃以下温度退火时, 其不完全再结晶试样的屈服强度可以达到900 MPa以上, 但是延伸率不高; 当退火温度升高至600 ℃时, 尽管退火时间只有0.5 h, 其屈服强度快速下降至700 MPa以下[13]. 综上所述, 形变热处理制备的超细再结晶晶粒都随退火温度升高或退火时间延长而明显长大, 这必然导致材料屈服强度降低. 为了抑制退火过程中再结晶晶粒长大, 必须严格控制退火温度和退火时间, 这增加了工业化大规模生产的难度.
Luo等[25]研究表明, 中低锰TRIP钢也可以通过两相区退火来提高屈服强度, 0.2C-5Mn马氏体钢经过650~675 ℃两相区退火获得了由奥氏体和铁素体组成的片状组织, 提高了屈服强度, 但是这种片状组织在退火早期就能快速长大, 使屈服强度迅速降低. 第二相颗粒强化也是提高TRIP钢屈服强度的有效方法. Kang等[15]报道, 60%冷轧的Fe-18Mn-0.6C-1.5Al TRIP/TWIP钢经700~800 ℃退火10 min就能析出弥散分布的M3C纳米颗粒, 这种纳米碳化物颗粒显著提高了材料的屈服强度, 但是碳化物颗粒尺寸细小、数量有限, 且在840 ℃加热过程中会发生溶解, 这些因素使其不能有效抑制再结晶晶粒长大, 因此经700~800 ℃不同温度退火10 min后的屈服强度均小于600 MPa. Raabe等[26~29]设计的Fe-9/12/15Mn-2Ni-Mo-Ti-(Al)马氏体时效TRIP钢, 在回火时效过程中会析出具有B2或L21型结构的NiMn/Ni2MnAl纳米析出相, 并伴有逆转变奥氏体的形成. 这类纳米析出相和逆转变奥氏体可以通过第二相强化和TRIP效应来提高材料的屈服强度和延伸率. 在两相区退火过程中, 如果这种钢的形变组织也能形成大量弥散且热稳定性高的第二相颗粒来阻碍再结晶晶粒长大, 就可能在很宽的退火温度或退火时间范围内获得超细晶粒组织, 赋予材料细晶强化和第二相强化机制. 但是到目前为止, 在TRIP钢中通过形变热处理引入第二相颗粒来阻碍再结晶晶粒长大的研究尚未见报道, 因此, 有必要探索伴有第二相析出的形变热处理工艺来获得超细晶粒组织, 使TRIP钢同时拥有细晶强化和第二相强化机制.
本工作对Fe-12Mn-2Ni-Mo-Ti-(Al)钢(缩写为Mn12Ni2MoTi(Al)钢)进行形变热处理研究, 发现其冷轧马氏体组织在682~745 ℃再结晶退火处理过程中形成了大量弥散第二相颗粒, 阻碍了再结晶晶粒的粗化, 提高了超细晶粒(尤其是奥氏体晶粒)的热稳定性, 在很宽的退火工艺范围内获得了由奥氏体晶粒和铁素体晶粒组成的亚微米级超细晶粒双相组织. 这种含有大量弥散第二相颗粒的超细晶粒双相组织, 通过细晶强化、第二相强化和TRIP效应使材料获得了高屈服强度、良好延伸率和高热稳定性.
实验材料为Mn12Ni2MoTi(Al)钢, 其主要化学成分(质量分数, %)为: Mn 11.60, Ni 2.01, Mo 0.95, Ti 0.94, Al 0.20, Si 0.18, C<0.01, Fe余量. 实验材料的制备工艺为: 均匀化退火(1200 ℃, 2 h)→热轧→固溶处理(1100 ℃, 1 h, 水冷)→冷轧(压下量65%). 材料的初始态为冷轧态, 所有试样均从1.3 mm厚的冷轧板上制取, 退火温度及退火时间分别在682~1100 ℃及0.25~24 h范围内, 退火处理后均采用水冷. 采用退火工艺对试样命名, 命名规则为: 退火温度, 退火时间, 如710 ℃退火1 h后水冷试样命名为710 ℃, 1 h; 将冷轧试样命名为65%CR.所有热处理均在SK-G08123K型管式加热炉中进行, 且在保温过程中通入Ar气对试样进行保护. 采用Quanta-200扫描电镜(SEM)和Tecnai F20透射电镜(TEM)进行微观组织表征; 采用D/Max 2500型X射线衍射仪(XRD)进行物相定性和半定量分析, 实验参数为: Cu靶, 步长0.02°, 电压40 kV, 电流250 mA, 扫描角度30°~100°, 扫描速率8°/min. XRD定量分析是基于合金中每种相在30°~100°范围内的所有衍射峰的积分强度加权之和正比于该相在合金中的体积分数原理[30]. 采用HXD-1000T Vickers硬度计测试试样硬度, 载荷9.8 N, 加载时间15 s, 保载时间15 s, 每种状态试样均测试10个点, 去掉最大值及最小值后取平均值. 采用MTS Landmark 50 KN电液伺服疲劳试验机对不同状态试样进行室温拉伸实验, 拉伸速率为3 mm/min. SEM, XRD及Vickers硬度试样的制备均采用砂纸打磨及2.5 μm金钢石研磨膏机械抛光, 为了消除制样过程可能产生的应变层[31], 采用10% (体积分数)高氯酸酒精溶液对机械抛光试样进行电解抛光; SEM试样最终采用4% (体积分数)硝酸酒精溶液腐蚀. TEM试样制备方法为: 试样经机械减薄至120 μm后冲成直径为3 mm的薄片, 然后继续减薄至50 μm左右, 随后采用10% (体积分数)高氯酸乙酸溶液进行电解双喷, 双喷电压为32 V.
图1为不同热处理工艺试样的XRD谱. 由于65%CR试样的前处理为固溶淬火处理(1100 ℃, 1 h), 因此其XRD谱的bcc结构相为α′马氏体. 65%CR试样经过不同温度退火0.5或1 h后, XRD谱中均出现了γ奥氏体的衍射峰, 且随着退火温度的升高, 试样中奥氏体衍射峰的相对强度先升高后降低, 而α/α′相衍射峰的相对强度先降低后升高. 850 ℃, 0.5 h、850 ℃, 1 h及1100 ℃, 1 h水冷试样的XRD谱以α′马氏体的衍射峰为主, γ奥氏体衍射峰的相对强度很低, 说明当退火温度达到850 ℃及以上时, 高温形成的奥氏体在水冷过程中又发生了α′马氏体相变.
图1 不同热处理工艺试样的XRD谱
Fig.1 XRD spectra of samples subjected to different heat treatment processes(a) 65%CR sample and samples annealed at 682~ 850 ℃ for 0.5 h (CR—cold rolling)(b) samples annealed at 682~1100 ℃ for 1 h
由于682~773 ℃退火试样存在强烈的织构(因为(220)γ衍射强度非常高, 而(111)γ, (200)γ和(110)α/α′衍射强度特别低), 精确定量分析织构样品中各相的含量很困难. 为了理解材料在退火和水冷过程中的相变机理及其对性能的影响, 对XRD谱中衍射角30°~100°范围内所有衍射峰的积分强度进行加权, 半定量地分析不同热处理工艺试样室温组织中奥氏体含量的变化趋势. 图2为不同热处理工艺试样中奥氏体的相对体积分数随退火温度的变化曲线. 可以看出, 当退火时间为0.5或1 h时, 随退火温度升高, 试样中奥氏体体积分数呈现出先增多后降低的趋势, 且均在745 ℃左右达到峰值, 其中745 ℃, 0.5 h试样中奥氏体的体积分数达到了90%以上. 当退火温度高于745 ℃以后, 试样中奥氏体体积分数随退火温度升高迅速降低, 这种现象在其它合金钢中也有出现[32~34].
图2 不同热处理工艺试样中奥氏体的相对体积分数
Fig.2 Relative volume fraction of austenite in samples subjected to different heat treatment processes
为了进一步研究退火时间对奥氏体含量的影响, 对65%CR试样在710 ℃进行不同时间退火处理, 不同退火时间试样的XRD谱及其奥氏体的相对体积分数分别如图3a和b所示. 可以看出, 65%CR试样经710 ℃, 0.25 h退火处理以后, XRD谱中同时存在奥氏体和铁素体/马氏体的衍射峰, 且随退火时间延长, 奥氏体衍射峰的相对强度先升高后降低. 由半定量分析结果可知, 经710 ℃退火0.5 h, 试样中奥氏体体积分数迅速增加并接近60%; 在0.5~2 h内, 试样中奥氏体体积分数的增加速度变得缓慢; 当退火时间大于2 h时, 试样中奥氏体体积分数不仅没有继续增多反而有所降低, 其中710 ℃, 24 h试样中奥氏体体积分数降低至50%.
图3 710 ℃不同退火时间试样的XRD谱和奥氏体的相对体积分数
Fig.3 XRD spectra (a) and relative volume fraction of austenite (b) of samples annealed at 710 ℃ for different times
图4为不同热处理工艺试样显微组织的SEM像. 从图4a可以看出, 65%CR试样的显微组织为晶粒被拉长、扭曲、切割的形变马氏体. 从图4b可以看出, 682 ℃, 1 h试样的冷轧变形组织在退火过程中发生了再结晶, 并析出了大量弥散分布的第二相颗粒(亮白色颗粒), 某些区域还保留了原来拉长晶粒的组织形态, 如图4b中箭头所示. 710 ℃, 1 h和745 ℃, 1 h试样的显微组织均为在均匀再结晶组织上弥散分布着第二相颗粒. 与745 ℃, 1 h试样相比, 710 ℃, 1 h试样中的第二相颗粒更多、更密(图4c和d). 850 ℃, 1 h试样的显微组织中除了存在第二相颗粒外, 某些区域还出现了淬火板条马氏体, 如图4e中区域A所示. 1100 ℃, 1 h试样的显微组织为典型的淬火板条或者片状马氏体, 如图4f所示, 未观察到弥散分布的第二相颗粒. 另外, 从图4f中用虚线标出的原奥氏体晶界可以看出, 1100 ℃高温加热1 h后, 奥氏体晶粒尺寸长大至几十微米.
由于682~850 ℃退火试样的再结晶组织及第二相颗粒在SEM中均无法清楚表征, 因此采用TEM来分析试样的精细结构. 图5a为65%CR试样显微组织的TEM像. 可见, 试样组织为典型板条马氏体组织, 板条宽度较窄且板条内存在大量缠结的位错. 图5b显示经710 ℃退火1 h后, 试样冷轧板条组织消失, 此时再结晶晶粒形态表现为等轴状或长条状, 长条状晶粒的存在归因于冷轧板条组织的形状遗传. 当退火时间延长至24 h时, 晶粒略微长大, 但仍然在亚微米尺度内, 如图5c所示. 745 ℃, 0.5 h试样显微组织仍然为亚微米级等轴再结晶组织, 如图5d所示. 由于XRD分析表明710 ℃, 0.25 h、710 ℃, 0.5 h和745 ℃, 0.5 h试样的显微组织由奥氏体和铁素体/马氏体组成, 而这3种状态试样显微组织主要为等轴状晶粒, 不存在板条状组织, 因此本工作认为710~745 ℃退火试样的显微组织主要为铁素体和奥氏体.
图4 不同热处理工艺试样显微组织的SEM像
Fig.4 SEM images of samples subjected to different heat treatment processes(a) 65%CR sample(b) 682 ℃, 1 h sample, in which the arrow shows elongated grains(c) 710 ℃, 1 h sample(d) 745 ℃, 1 h sample(e) 850 ℃, 1 h sample, in which the letter A shows lath martensite(f) 1100 ℃, 1 h sample, in which the dotted lines show prior austenite grain boundaries
图5 不同热处理工艺试样显微组织的TEM像
Fig.5 TEM images of samples subjected to different heat treatment processes(a) 65%CR sample (b) 710 ℃, 1 h sample (c) 710 ℃, 24 h sample (d) 745 ℃, 0.5 h sample
对710 ℃, 1 h、710 ℃, 24 h和745 ℃, 0.5 h试样的晶粒尺寸进行统计分析, 结果如图6所示. 可见, 710 ℃, 1 h试样晶粒尺寸分布在50~500 nm范围, 晶粒平均宽度和平均长度分别为165和247 nm. 当退火时间延长至24 h时, 试样晶粒尺寸分布在100~900 nm范围, 晶粒平均宽度和平均长度分别为300和465 nm. 745 ℃, 0.5 h试样晶粒尺寸分布在100~500 nm范围, 晶粒平均宽度和平均长度分别为210和295 nm. 可以看出, 退火温度越低、退火时间越短, 再结晶晶粒尺寸越小. 在这3种试样中, 710 ℃, 24 h试样晶粒尺寸最大, 尺寸分布范围最广, 但是其平均晶粒尺寸仍然小于500 nm.
图6 试样晶粒尺寸分布频率统计图
Fig.6 Frequency histograms of grain width (a, c, e) and grain length (b, d, f) for samples 710 ℃, 1 h (a, b), 710 ℃, 24 h (c, d) and 745 ℃, 0.5 h (e, f)
采用TEM高角环形暗场(HAADF)技术及能谱仪(EDS)对710 ℃, 1 h试样中的第二相颗粒进行成分分析, 结果如图7所示. 从图7a 可以看出, 亮白色颗粒更倾向于分布在晶界上. 图7b 表明, 与基体组织相比, 第二相晶粒富含Ti, Mo及Si, 而Fe和Mn含量有所减少, Ni和Al含量则没有明显变化. EDS定量分析表明, 第二相颗粒中Ti, Mo和Si含量分别达到11.07% (质量分数,下同), 6.86%和1.62%, 而第二相颗粒周围的基体中Ti, Mo和Si含量分别只有0.16%, 0.10%和0.04%, 均低于其在材料中的平均浓度.
图7 710 ℃, 1 h试样的HAADF像及方框区域EDS分析结果
Fig.7 HAADF image (a) and EDS results of square area in
冷轧Mn12Ni2MoTi(Al)钢经682~773 ℃退火处理后试样中均存在明显的板织构, 实验发现, 试样 的平面硬度均比截面硬度略低5~10 HV, 因此采用平面硬度来表示退火工艺对试样硬度的影响. 图8为不同温度退火1 h试样的Vickers硬度变化曲线. 可以看出, 65%CR试样经682 ℃退火1 h后, 试样硬度从381 HV下降至358 HV; 在682~773 ℃退火, 随退火温度升高, 试样硬度从358 HV下降至309 HV, 下降速度很快(约为0.5 HV/℃); 在773~850 ℃退火, 试样硬度下降速度又变得平缓; 退火温度进一步升高到1100 ℃时, 试样硬度基本不变.
图8 不同温度退火1 h试样Vickers硬度随退火温度的变化曲线
Fig.8 Vickers hardness curves of samples annealed at different temperatures for 1h
图9为65%CR试样及不同温度退火1 h试样的拉伸性能. 可以看出, 65%CR试样的抗拉强度很高, 但总延伸率却只有8.1%; 退火后, 试样的强度降低, 延伸率升高. 当退火时间为1 h时, 随退火温度的升高, 试样的延伸率先升高后降低; 除850 ℃, 1 h和1100 ℃, 1 h试样外, 退火试样的强度随退火温度升高逐渐下降. 图10为710~745 ℃短时退火试样的拉伸应力-应变曲线. 可以看出, 在710~745 ℃, 0.25~0.5 h范围内退火, 试样的屈服强度变化不大, 但是延伸率随退火温度升高或者时间的延长明显增加, 710 ℃, 0.25 h、710 ℃, 0.5 h和745 ℃, 0.5 h试样的延伸率分别达到18.4%, 20.2%和23.4%. 由于710 ℃, 0.25 h、710 ℃, 0.5 h和745 ℃, 0.5 h试样中奥氏体的体积分数分别达到30%, 56%和94%, 因此结合XRD定量分析可知, 710~745 ℃退火试样的延伸率随奥氏体体积分数的增加而增加. 综合分析得出, 冷轧Mn12Ni2MoTi(Al)钢经710~745 ℃退火处理后可同时获得高强度和良好的延伸率, 其中745 ℃, 0.5 h试样屈服平台处的强度约为960 MPa, 总延伸率达到了23.4%, 比1100 ℃, 1 h淬火马氏体试样的屈服强度和总延伸率提高了约一倍. 通过对比不同状态试样的Vickers硬度和拉伸性能, 本工作发现强度与硬度没有固定的换算关系, 这提醒材料工作者不能简单采用经验公式, 通过测试材料的硬度来估算材料的强度.
图9 冷轧和不同温度退火1 h试样的拉伸性能
Fig.9 Tensile properties of the 65%CR sample and samples annealed at different temperatures for 1 h(a) tensile stress-strain curves(b) total elongation, yield strength and ultimate ten- sile strength vs annealing temperature
图10 710~745 ℃短时退火试样的拉伸应力-应变曲线
Fig.10 Tensile stress-strain curves of samples annealed at 710~745 ℃ for short times
由前文可知, 冷轧马氏体Mn12Ni2MoTi(Al)钢在682~850 ℃再结晶退火过程中析出了大量的富含Ti, Mo和Si的第二相颗粒. 本工作中的第二相颗粒不同于Millán等[28]报道的同类材料在450 ℃时效析出的NiMn/Ni2MnAl纳米析出相, 本工作中的第二相颗粒倾向在晶界上析出. 冷轧变形试样中存在大量位错、亚晶界及晶界, 这增加了第二相颗粒的形核位置和数量密度; 同时, 分布在晶界上的第二相颗粒可钉扎晶界, 阻碍超细再结晶晶粒长大. 这种大量弥散析出的第二相颗粒保证了形变组织在较大的退火工艺范围内获得超细晶粒组织, 因此710 ℃, 1 h和745 ℃, 0.5 h试样的平均晶粒尺寸均低于300 nm, 而且冷轧试样经710 ℃, 24 h长时间退火形成的再结晶晶粒的平均尺寸仍然小于500 nm. 超细晶粒组织和弥散第二相颗粒大幅提高了材料的屈服强度, 因此, 冷轧马氏体Mn12Ni2MoTi(Al)钢在682~745 ℃退火工艺范围内均能获得超细晶粒组织, 并获得较高的屈服强度.
另一方面, Mn12Ni2MoTi(Al)钢中的奥氏体为亚稳态奥氏体, 在室温形变过程中会转变为马氏体(TRIP效应), 同时提高材料的强度和塑性, 因此退火试样中室温奥氏体体积分数越高, TRIP效应越明显, 延伸率则越高. 1100 ℃退火试样组织主要为板条马氏体, 残余奥氏体体积分数很低, 而710~745 ℃退火试样不仅获得超细晶粒组织, 而且奥氏体体积分数很高, 即在水冷过程中, 710~745 ℃退火所形成的超细奥氏体不易发生马氏体相变. 这种超细奥氏体具有较高热稳定性的主要原因为: 晶粒细化提高了奥氏体的热稳定性[33,34]; 合金中的Ti, Mo和Si是铁素体相稳定元素[35,36], 试样在710~745 ℃退火时形成了大量富含Ti, Mo和Si的第二相颗粒, 降低了奥氏体中Ti, Mo和Si含量, 使奥氏体的热稳定性也得到提升.
(1) Mn12Ni2MoTi(Al)钢经过冷轧及710~745 ℃退火处理后, 获得了主要由奥氏体晶粒和铁素体晶粒组成的亚微米级超细晶粒双相组织, 其中710 ℃, 1 h和745 ℃, 0.5 h试样再结晶晶粒的平均尺寸小于300 nm.
(2) 在682~773 ℃退火过程中形成了大量富含Ti, Mo及Si的第二相颗粒, 且第二相颗粒在晶界上弥散分布, 阻碍了超细再结晶晶粒的粗化, 提高退火组织的热稳定性.
(3) 超细晶粒双相Mn12Ni2MoTi(Al)钢同时具有高屈服强度和良好的延伸率, 且总延伸率随奥氏体体积分数的增加而增加; 745 ℃退火0.5 h形成的超细晶粒双相钢的屈服强度和总延伸率可达到900 MPa和23%以上, 比同材质淬火马氏体钢的屈服强度(457 MPa)和总延伸率(12.6%)提高了约一倍.
The authors have declared that no competing interests exist.
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