兩階段TRIP行為的先進(jìn)高強(qiáng)鋼研發(fā)

極限抗拉強(qiáng)度（UTS）大于1100MPa，斷裂延伸率大于30%，具有兩階段相變誘導(dǎo)塑性的合金的成功研發(fā)促使對(duì)該合金體系繼續(xù)進(jìn)行研發(fā)。目前成功研發(fā)出兩種合金，這兩種合金成分為Fe-15.1Mn-1.95Si-1.4A1-0.08C-0.017N和Fe-14.3Mn-3.0Si-0.9A1-0.16C-0.022N。前一種獲得了一種三相熱軋組織，組織包括奧氏體、ε-馬氏體以及α-馬氏體，該組織表現(xiàn)出了兩階段TRIP特征，斷裂延伸率29.1%時(shí)的UTS為1058MPa。后一種獲得的熱軋組織主要為ε-馬氏體和α-馬氏體。有限的奧氏體體積分?jǐn)?shù)導(dǎo)致沒有Ⅰ階段（γ-ε）的TRIP行為，屈服后通過Ⅱ階段TRIP（ε-α′）行為直接使材料快速加工硬化。因此，通過兩階段TRIP行為獲得特殊拉伸性能的理想的熱軋組織主要為奧氏體和ε-馬氏體，可通過C、Si、Al合金化來控制該組織。

當(dāng)前，汽車行業(yè)對(duì)汽車提出輕量化要求，并要求在2025年達(dá)到54.5英里/加侖的平均燃油經(jīng)濟(jì)指標(biāo)（美國(guó)），但同時(shí)仍需保持車輛的安全性，這些要求推動(dòng)了第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的發(fā)展。第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的目標(biāo)性能為延伸率30%、極限抗拉強(qiáng)度（UTS）1000MPa，或者延伸率20%、極限抗拉強(qiáng)度1500MPa。相關(guān)研究已經(jīng)證明，改進(jìn)的相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）行為能滿足并超過這些基準(zhǔn)數(shù)據(jù)要求。McGrat h等人報(bào)道了一種具有特殊拉伸性能的鋼，該鋼的成分為Fe-15.3Mn-2.85Si-2.38A1-0.07C-0.017N，力學(xué)性能為延伸率34.4%、極限抗拉強(qiáng)度1165MPa。該鋼的顯微組織為三相組織，組織中含有27%的γ-奧氏體、60%的ε-馬氏體和13%的α-馬氏體，該組織由熱軋后水淬至室溫得到。其主要強(qiáng)化機(jī)制由γ→ε→α′馬氏體相變特征的兩階段TRIP現(xiàn)象引入。在最初5%應(yīng)變（Ⅰ階段）時(shí)，TRIP行為主要為奧氏體向ε-馬氏體的轉(zhuǎn)變。當(dāng)最初的γ→ε相變飽和時(shí)，中間ε-馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體（Ⅱ階段），產(chǎn)生的加工硬化指數(shù)為1.4?；瘜W(xué)成分偏析會(huì)影響TRIP行為，化學(xué)偏析表現(xiàn)為合金富集，該富集區(qū)有較低的計(jì)算相變驅(qū)動(dòng)力，并且僅僅在頸縮之前產(chǎn)生TRIP效應(yīng)。試驗(yàn)結(jié)果顯示，頸縮區(qū)的顯微組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體。

近年來，Van Aken等人對(duì)McGrath等人研究的鋼的化學(xué)成分進(jìn)行了修改，修改后鋼的化學(xué)成分為Fe–14.2Mn-1.85Si-2.4A1-0.06C-0.019N，并對(duì)該鋼進(jìn)行了詳細(xì)的檢測(cè)。馬氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力的熱力學(xué)分析表明：相比于McGrat h等人研究的鋼的原始化學(xué)成分，將C含量降低至0.06%并且Mn含量降低至14.2%會(huì)增加γ→ε以及隨后的ε→α′轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力。鑄件凝固時(shí)形成了一小部分δ-鐵素體并且這部分鐵素體在鑄件1373K（1100℃）均熱后仍保留了下來。因此，熱軋后水淬至室溫得到的由37%的殘余奧氏體、29%的ε-馬氏體以及34%的α-馬氏體組成的熱軋組織中存在δ-鐵素體。該成分的鋼表現(xiàn)出兩階段TRIP行為，具有特殊的拉伸性能，即28.5%的延伸率、1220MPa的極限抗拉強(qiáng)度。該鋼在Ⅰ階段（γ→ε）相變飽和后、Ⅱ階段（ε→α′）相變開始前產(chǎn)生3%-4%的應(yīng)變屈服平臺(tái)，從而導(dǎo)致了類似于McGrat h等人發(fā)現(xiàn)的快速加工硬化。頸縮區(qū)的顯微組織全部為α-馬氏體和δ-鐵素體。

本研究繼續(xù)研究了含名義成分15wt%Mn的Fe-Mn-Al-Si-C鋼系。最近，從第一原理深入研究了Si和Al在兩階段TRIP行為中的作用，這促進(jìn)了兩種合金變化的成分設(shè)計(jì)，并在此對(duì)該成分合金的性能給予報(bào)道。為簡(jiǎn)潔起見，這些合金的命名將采用列出每種元素重量百分?jǐn)?shù)的方法，元素順序?yàn)镕e-Mn-Al-Si-C（如，McGrath等人研究的合金Fe-15.3Mn-2.85Si-2.38A1-0.07C-0.017N將被寫為Fe-15-2.9-2.4-0.07）。

1第一原理及熱力學(xué)計(jì)算

ε-馬氏體的形成依靠堆垛層錯(cuò)能（SFE），堆垛層錯(cuò)能主要受合金成分的影響，但從能量學(xué)上可以由下列公式計(jì)算得出：

SFE=2ρ△G^γ-ε+2σγ/ε                                                    （1）

式中：ρ是{111}_γ的二維原子密度，△G^γ-ε是γ-奧氏體與ε-馬氏體之間的吉布斯自由能差，σγ/ε是相同相之間的界面能。在其他文獻(xiàn)中也給出過用于計(jì)算△G^γ-ε、ε→α′的轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力以及隨后的Msα′溫度點(diǎn)的熱力學(xué)模型。在表現(xiàn)出兩階段TRIP特征（γ→ε→α′）的合金中，ε-馬氏體常作為一種中間相，其堆垛層錯(cuò)能SFE小于20mJ/m²。采用高變形應(yīng)力與低堆垛層錯(cuò)能SFE相結(jié)合有助于使完美的a/2<110>位錯(cuò)不穩(wěn)定，使之成為a/6<112>型的肖克利不全位錯(cuò)。肖克利不全位錯(cuò)間隔導(dǎo)致形成寬的堆垛層錯(cuò)，當(dāng)這種寬的堆垛層錯(cuò)位于每個(gè)其他的密集（111）γ面時(shí)，便會(huì)形成ε-馬氏體帶。

雖然熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力的堆垛層錯(cuò)能（SFE）計(jì)算可以給出ε-馬氏體形成傾向，但它沒有深層次地給出精密合金設(shè)計(jì)所需的復(fù)雜溶質(zhì)的相互作用。我們可以通過分析廣義堆垛層錯(cuò)能（GSFE）曲線，從第一原理堆垛層錯(cuò)原子模型中得出作為ε-馬氏體抑制劑或促進(jìn)劑的合金元素的影響。對(duì)于FCC結(jié)構(gòu)的合金，當(dāng)密排{111}面堆積從ABCABCAB改變?yōu)锳BCA｜CABC時(shí)，形成單層內(nèi)稟層錯(cuò)能，此處｜為堆垛層錯(cuò)。在FCC結(jié)構(gòu)的Fe中，可以通過<112>{111}滑移形成這種缺陷，這可以根據(jù)剪切過程中產(chǎn)生部分位錯(cuò)的伯格斯矢量表示，b_p=1/6<112>。這種剪切和密排六方結(jié)構(gòu)（HCP）晶體（例如ε-馬氏體）區(qū)的形成與GSFE曲線中局部的最小值有關(guān)，將此最小值稱為內(nèi)稟層錯(cuò)能（ISFE）。通過對(duì)原奧氏體的相對(duì)相穩(wěn)定性，合金添加物降低了ISFE，穩(wěn)定了HCP相，并且促進(jìn)了γ→ε相變。0.5｜b_p｜=1/12<112>剪切位移時(shí)的GSFE曲線的局部最大值對(duì)應(yīng)不穩(wěn)定堆垛層錯(cuò)能（USFE），并且抑制部分位錯(cuò)形核。降低USFE的元素將促進(jìn)孿生并促進(jìn)形成ε-馬氏體。Medvedeva等人先前的工作表明：Al對(duì)所需ε-馬氏體的形成有復(fù)雜的影響；Al含量升高可以降低USFE，但卻升高了ISFE。因此，當(dāng)Al含量降低時(shí)，ε-馬氏體變得更易形核，但相對(duì)于原奧氏體而言更不穩(wěn)定。

可以推斷，含有約2.5wt%Al的合金接近理想目標(biāo)，該合金中有McGrath等人和Van Aken等人觀察到的熱效應(yīng)和應(yīng)變誘導(dǎo)ε-馬氏體。然而，先前已經(jīng)表明，Al可以作為一種鐵素體穩(wěn)定劑，并且Al會(huì)導(dǎo)致在合金中形成持續(xù)存在的δ-鐵素體，這種δ-鐵素體為Van Aken等人研究的合金中的δ-鐵素體，這種持續(xù)存在的δ-鐵素體在拉伸檢測(cè)時(shí)可能限制了合金的斷裂延伸率。第一原理研究了Si對(duì)ε-馬氏體形成的作用，并且表明，在相同的方式中，相對(duì)于純鐵，Si提高了ISFE并且降低USFE，Al和Si的作用相似。由FactSage計(jì)算的相穩(wěn)定性預(yù)測(cè)建議用1wt%的Al替代Fe-15Mn-2Si-2.5Al-0.07C-0.017N原始成分合金中1wt%的Si，這樣可以有效避免凝固時(shí)形成δ-鐵素體，同時(shí)將A₃溫度點(diǎn)降低70℃。因此，為了努力保持兩階段TRIP效應(yīng)，同時(shí)又不穩(wěn)定鐵素體，可以用Al替代Si。

此處研究的兩種Fe-Mn-Al-Si-C合金采用了變化成分的設(shè)計(jì)。在表1中列出了合金的成分、計(jì)算的驅(qū)動(dòng)力、SFE以及馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度點(diǎn)，并且在表1中將設(shè)計(jì)的合金與McGrath等人以及Van Aken等人研究的合金進(jìn)行了對(duì)比。第一種合金設(shè)計(jì)的成分為Fe-15-2-1.4-0.08，該成分除降低了Al含量外，其余成分與Van Aken等人研究的合金成分相似，降低Al含量的目的是為了避免形成δ-鐵素體。降低Al含量也有利于降低計(jì)算的M_s^α′，并且將計(jì)算的Msε點(diǎn)提高至室溫以上。第二種合金設(shè)計(jì)的成分為Fe-14-3-1-0.16，該成分用Al替代了Si，目的是容易保持形成ε-馬氏體。將C含量升高至0.15wt%可以使計(jì)算的Msε點(diǎn)高于Msα′點(diǎn)，這將進(jìn)一步促進(jìn)ε-馬氏體的形成。

2試驗(yàn)過程

兩種試驗(yàn)合金均采用感應(yīng)爐冶煉，冶煉時(shí)采用氬氣保護(hù)氣氛，加入電解金屬錳、純鋁、硅鐵以及石墨來進(jìn)行合金化。Fe-15-2-1.4-0.08成分的合金，在1758K（1485℃）出鋼前用混合稀土進(jìn)行處理，進(jìn)入鋼包進(jìn)行鈣處理。在1698K（1425℃）采用Foseco KALPUR發(fā)熱冒口套以及石墨過濾器并在自硬酚模中鑄造鋼坯。鑄出的鋼坯尺寸為35.5cm×35.5cm×2.0cm。Fe-14-3-1-0.16成分的合金在1878K（1605℃）出鋼前在爐中進(jìn)行鈣處理。在1798 K（1525℃）， 采 用Foseco KALPUR發(fā)熱冒口套，用不需烘烤的酚醛Y型模具對(duì)鋼包出來的鋼水進(jìn)行鑄造。Y型模塊尺寸為12.6cm×6cm×1.7cm。在1373K（1100℃）對(duì)鑄件進(jìn)行均質(zhì)化，時(shí)間2h，然后空冷至室溫，然后銑削鑄坯，銑后的尺寸為13mm×126mm×50mm。

熱軋開始溫度為1223K（950℃），軋制過程中，一旦溫度接近預(yù)期的A₃溫度需要進(jìn)行再加熱，A₃溫度約973K（700℃），最終將鋼坯熱軋至成品厚度2.3mm，熱軋總壓下量為82%。最后一道次軋制后，將熱軋板再加熱至1223K（950℃），時(shí)間10min，然后水淬至室溫。在熱軋板上加工拉伸試樣，標(biāo)準(zhǔn)為ASTM E8-08，標(biāo)距50mm，寬度12.5mm。在室溫進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，位移速率0.01mm/s，負(fù)載軸線平行于軋制方向。

用鹽酸和硝酸溶解樣品后采用離子耦合等離子質(zhì)譜法進(jìn)行化學(xué)成分分析。采用飛利浦Phil l ips X-pert衍射儀，通過衍射峰的綜合強(qiáng)度計(jì)算，來定量分析鑄坯和軋制材料的顯微組織，衍射儀為CuKα衍射，該方法與De等人概述的含ε-馬氏體組分的鋼的分析方法相同。

采用機(jī)械磨樣、金剛石拋光劑拋光、最后用0.02μm的硅膠振動(dòng)拋光來制備光學(xué)顯微鏡和電子背散射衍射（EBSD）試樣。光學(xué)顯微鏡試驗(yàn)用試樣需在2%硝酸酒精溶液中浸蝕，隨后再用Kl emm試劑浸蝕。在Hel ios Nanol ab 600上，采用Nordl ys探測(cè)器和HKL Channel 5軟件包通過電子背散射模式分析位相圖。加速電壓30kV，放射電流11nA。位相圖的步長(zhǎng)為0.07μm。采用X射線衍射（XRD）分析的晶格常數(shù)為ε-馬氏體構(gòu)建晶體定義，可以描述為：P6₃/ mmc，a=2.540A⁹，c=4.111A⁹。發(fā)現(xiàn)該定義可以與Mart in等人通過細(xì)化Fe-16Cr-6.8Mn-6.1Ni鋼中ε-馬氏體的Reitvel d XRD峰值分析的計(jì)算相媲美。

3結(jié)論

觀察合金Fe-15-2-1.4-0.08和合金Fe-14-3-1-0.16的均質(zhì)化毛坯鑄件的顯微組織，可以看出，在α-馬氏體形核區(qū)域內(nèi)有突起的ε-馬氏體帶。XRD相分析表明：組織中除了存在奧氏體和α-馬氏體外，還有多重ε-馬氏體衍射峰。

觀察EBSD的相表征結(jié)果，可以明顯看到板條α-馬氏體。該板條α-馬氏體與ε-馬氏體和γ-奧氏體區(qū)共同存在。而且，從與之相關(guān)的觀察面（Z軸對(duì)應(yīng)的面）的位相關(guān)系可以明顯看到圖中單一的奧氏體晶粒取向分布為非?？拷黌軸的<111>取向。該晶粒內(nèi)是{0001}ε基面的ε-馬氏體帶，該{0001}ε基面非常接近觀察面，其界面幾乎平行于ε-馬氏體帶厚度方向。位于ε-帶的α-馬氏體顯示觀察平面近乎平行于{110}α′。

觀察兩種合金熱軋水淬后的顯微組織照片。XRD相定量分析表明合金Fe-15-2-1.4-0.08的軋制組織中含有14%的奧氏體、41%的α-馬氏體和45%的ε-馬氏體，而合金Fe-14-3-1-0.16的軋制組織中含有7%的奧氏體、18%的α-馬氏體和75%的ε-馬氏體。而且，研究了兩種合金的拉伸行為曲線，并且以McGrath等人和Van Aken等人研究合金的拉伸行為曲線作為參考。合金Fe-15-2-1.4-0.08表現(xiàn)出與先前兩階段TRIP合金類似的拉伸行為，先前研究的合金UTS為1058MPa，斷裂延伸率為29.1%。頸縮區(qū)的L-S顯微組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體。合金Fe-14-3-1-0.16沒有表現(xiàn)出典型的兩階段拉伸行為，其UTS為726MPa，斷裂延伸率為11.0%。有趣的是，合金Fe-14-3-1-0.16沒有表現(xiàn)出典型的頸縮應(yīng)變，取而代之的是在最終1.3應(yīng)變時(shí)負(fù)載承載能力的急劇下降。斷裂處L-S的顯微組織沒有完全轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體。

4討論

本研究中的兩種合金其計(jì)算的Msε溫度點(diǎn)均在室溫以上，如表1所列。兩種合金冷卻的鑄件顯微組織中觀察到的變溫ε-馬氏體可以支持該計(jì)算值。變溫ε-馬氏體轉(zhuǎn)變溫度可以被描述為SFE≤0 mJ/m²的溫度，并且此處的熱驅(qū)動(dòng)力大于Eq（1）的抗表面能。在此溫度下，形成并擴(kuò)大的堆垛層錯(cuò)即肖克利不全位錯(cuò)對(duì)其他每個(gè){111}γ都是有利的，并且會(huì)形成密排六方ε-馬氏體胚。這已由先前描述的降低Al和Si的含量可以增加△G^γ-ε的熱力學(xué)模型所表示。增加驅(qū)動(dòng)力隨后降低了公式Eq（1）計(jì)算的SFE，這樣可以提高M(jìn)sε溫度點(diǎn)。我們可以通過比較Fe-15-2-1.4-0.08合金與McGrath等人研究的合金來證明這種效應(yīng)。降低1wt% 的Al和Si含量，F(xiàn)e-15-2-1.4-0.08合金的γ→ε轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力可以提高65%，計(jì)算的室溫SFE可降低8.8mJ/m²，并且將Msε溫度點(diǎn)提高54℃。這一來自熱力學(xué)自由能的計(jì)算，與來自第一原理計(jì)算的關(guān)系有很好的一致性，第一原理計(jì)算建議將Al和Si添加物添加至純Fe中以提高SFE。提高碳含量也能降低Msε溫度點(diǎn)（每wt%C降低約120℃），同時(shí)降低M_s^α′溫度點(diǎn)（每wt%C降低約423℃），與降低M_s^α′溫度點(diǎn)相比，降低Msε溫度點(diǎn)的效果不太明顯。因此，對(duì)于Fe-14-3-1-0.16合金，計(jì)算的Msα′溫度點(diǎn)低于Msε溫度點(diǎn)時(shí)可以提高C含量。

Fe-15-2-1.4-0.08合金的α-馬氏體和ε-馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度點(diǎn)非常接近，這使得該合金產(chǎn)生了一種獨(dú)特的三相組織結(jié)構(gòu)。通過觀察EBSD分析的組織結(jié)構(gòu)，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，γ-奧氏體和ε-馬氏體被視為變溫α-馬氏體轉(zhuǎn)變的母相。從γ-奧氏體形核的α-馬氏體和原奧氏體表現(xiàn)出K-S取向。從ε-馬氏體形核的α-馬氏體表現(xiàn)出S-N取向。我們可以通過合金的EBSD分析以及S-N取向變化模型來進(jìn)一步探討α-馬氏體的形貌以及其晶體學(xué)，因?yàn)橛形墨I(xiàn)報(bào)道，合金的EBSD分析以及S-N取向變化模型與ε→α′轉(zhuǎn)變有關(guān)。本研究更多的相關(guān)興趣點(diǎn)也許是可能的晶粒細(xì)化，當(dāng)在ε帶中發(fā)生α-馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)可以實(shí)現(xiàn)這種晶粒細(xì)化。γ→α′轉(zhuǎn)變過程中形核的α-馬氏體其平均晶粒尺寸為2.7μm²，而ε→α′轉(zhuǎn)變過程中形核的α-馬氏體其平均晶粒尺寸為0.8μm²。因此，這合理地表明合金經(jīng)歷了兩階段TRIP行為，與傳統(tǒng)的γ→α′ TRIP鋼相比，此處的ε-馬氏體是α-馬氏體轉(zhuǎn)變的中間母相，在塑性應(yīng)變過程中經(jīng)過了有效的晶粒細(xì)化?？赡苓@種機(jī)制是McGrath等人和Van Aken等人在所研究合金Ⅱ階段（ε→α′）TRIP過程中觀察到快速加工硬化的緣由。

Fe-15-2-1.4-0.08合金與Van Aken等人研究的合金的延伸率相匹配，但UTS低160MPa。如果先前描述的通過晶粒細(xì)化的加工硬化方法是正確的，那么可能Fe-15-2-1.4-0.08合金有較低UTS的原因是因?yàn)闊彳埥M織中產(chǎn)生TRIP組分的數(shù)量。與Van Aken等人研究的合金相比，F(xiàn)e-15-2-1.4-0.08合金中含有較低的殘余奧氏體體積百分?jǐn)?shù)（14%比37%）和較高的變溫α-馬氏體體積百分?jǐn)?shù)（41%比34%），這可能通過γ→ε→α′或者ε→α′轉(zhuǎn)變時(shí)對(duì)晶粒細(xì)化沒有效果，由此降低了加工硬化率和實(shí)現(xiàn)較低的極限抗拉強(qiáng)度UTS。所提出的理論可以用于描述McGrath等人研究的合金，該合金中含有27%的殘余奧氏體，UTS為1165MPa，這些值正好在Fe-15-2-1.4-0.08合金和Van Aken等人研究的合金的相關(guān)值之間。

有確認(rèn)的兩階段TRIP行為的合金中，在與從第Ⅰ階段到第Ⅱ階段TRIP轉(zhuǎn)變行為相關(guān)的屈服后，F(xiàn)e-14-3-1-0.16合金沒有表現(xiàn)出拉伸曲線斜率變化特征。Fe-14-3-1-0.16合金缺乏兩階段TRIP特征，這可能是由于其熱軋組織中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)（7%）最低的原因，因?yàn)闅堄鄪W氏體體積分?jǐn)?shù)低減少了Ⅰ階段轉(zhuǎn)變（γ→ε）的發(fā)生?？赡芘cⅡ階段相關(guān)的典型的ε→α′ TRIP轉(zhuǎn)變是主導(dǎo)機(jī)制，并且在塑性屈服后直接發(fā)生這種相變。因此，塑性屈服后合金快速加工硬化，直至11%的斷裂延伸率時(shí)其UTS為726MPa。觀察拉伸試驗(yàn)后的顯微組織照片，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在應(yīng)變過程中，大約有一半的顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體，這證實(shí)了組織中發(fā)生了ε→α′ TRIP轉(zhuǎn)變。然而，大量的未轉(zhuǎn)變的ε-馬氏體（目視約50%）表明合金在實(shí)現(xiàn)全部加工硬化和延伸潛能之前過早失效了，這可能源于Fe-15-2-1.4-0.08合金、McGrath以及Van Aken等人研究的合金所表現(xiàn)出的ε→α′ TRIP轉(zhuǎn)變。本研究的四種合金，對(duì)于表1所示的ε→α′轉(zhuǎn)變，F(xiàn)e-14-3-1-0.16合金有最低的驅(qū)動(dòng)力計(jì)算值。驅(qū)動(dòng)力的明顯缺乏，加之鋁含量降低帶來的低SFE，使得ε-馬氏體過于穩(wěn)定，變形時(shí)過于穩(wěn)定的ε-馬氏體會(huì)抑制組織轉(zhuǎn)變。Yang等人在Fe-0.24C-22Mn-0.2Si TRIP合金中也觀察到過穩(wěn)定ε-馬氏體，此合金中的ε-馬氏體沒有轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體。Yang等人研究的合金，其△G^ε→α′的計(jì)算值為7 J/ mol，該值遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于表現(xiàn)出部分轉(zhuǎn)變的Fe-14-3-1-0.16合金的△G^ε→α′=603 J/mol。Yang等人觀察到，一旦ε-馬氏體的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到40%，過穩(wěn)定的ε-馬氏體便會(huì)導(dǎo)致過早的拉伸斷裂。這已經(jīng)表明，ε-馬氏體片層可以作為應(yīng)力集中器，這里的裂紋形核與ε-馬氏體片層之間相互攔截有關(guān)，也與原奧氏體中的孿晶晶界有關(guān)，這限制了合金的強(qiáng)度和延性。Sun等人研究的雙相鋼失效機(jī)制模型表明，當(dāng)馬氏體體積分?jǐn)?shù)大約為0.15時(shí)，兩相之間的機(jī)械強(qiáng)度差決定拉伸延性。鐵素體與馬氏體強(qiáng)度之間的巨大差異導(dǎo)致了在較低應(yīng)變下的空位形核，從而降低了均勻延伸率。與先前研究的兩階段TRIP合金相比，F(xiàn)e-14-3-1-0.16合金中提高了C含量，這可能引起了ε-馬氏體和較硬的α-馬氏體相之間相似的強(qiáng)度差，從而導(dǎo)致了早期的空洞成核，當(dāng)α-馬氏體體積分?jǐn)?shù)接近50%時(shí)，最終限制了強(qiáng)度和韌性。

基于此處研究的合金的拉伸行為，顯然，獲得能產(chǎn)生所需拉伸性能的合適的熱軋及淬火組織，其基本的要求便是成分控制。通過與γ-ε-α′和ε-α′轉(zhuǎn)變相關(guān)的晶粒細(xì)化以及較高的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)和ε-馬氏體體積分?jǐn)?shù)，可以增加加工硬化率，并且隨后增加極限抗拉強(qiáng)度UTS。然而，必須適當(dāng)平衡相變驅(qū)動(dòng)力，使得奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹虚g相ε-馬氏體（取代了γ-α′直接轉(zhuǎn)變），而且更重要的是，ε-馬氏體不是過穩(wěn)定相，在相變過程中會(huì)全部轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體。增加C含量，通過降低相對(duì)于Msε溫度點(diǎn)的Msα′溫度點(diǎn)，可以抑制淬火熱軋帶組織中的α-馬氏體相變，這是一種產(chǎn)生以奧氏體和馬氏體為主相的熱軋組織的技術(shù)方法。但是，必須要考慮由此產(chǎn)生的α-馬氏體的硬度，以便微量成分之間的差異不會(huì)導(dǎo)致大的強(qiáng)度差異且不會(huì)降低材料的韌性。理想情況下，如果通過顯著的ε-α′驅(qū)動(dòng)力來平衡的話，可以增加C含量，這樣馬氏體相變所需的應(yīng)變低于相之間空洞成核所需的應(yīng)變。對(duì)于其他合金控制，在沒有δ- 鐵素體穩(wěn)定性的有害影響時(shí)，Si和Al在ε-馬氏體形核和穩(wěn)定方面有相同的影響。因此，它表明，Al含量保持在2wt%或低于2wt%，成分中需要加入Si才能獲得促進(jìn)γ-ε轉(zhuǎn)變所需的SFE。

5總結(jié)

第一原理研究已經(jīng)表明了Si對(duì)USFE和ISFE的影響，Al的影響與Si相似。正因?yàn)閮煞N元素的影響相似，所以先前研究的兩種化學(xué)成分中改變了Si和Al的含量，在拉伸試驗(yàn)過程中，表現(xiàn)出了兩階段TRIP行為。成分為Fe-15.1Mn-1.95Si-1.4Al-0.08C-0.017N的合金獲得了一種三相熱軋組織，組織中含有奧氏體、ε-馬氏體以及α-馬氏體，該組織表現(xiàn)出了兩階段TRIP特征，并且斷裂延伸率29.1%時(shí)極限抗拉強(qiáng)度UTS為1058MPa。該合金抗拉強(qiáng)度比先前研究的兩階段TRIP合金低100MPa多，并且該合金熱軋組織中有較低的奧氏體體積分?jǐn)?shù)，在提高加工硬化率方面，較低的奧氏體體積分?jǐn)?shù)限制了通過γ-ε-α′轉(zhuǎn)變晶粒細(xì)化的有益影響。Fe-14.3Mn-3.0Si-0.9Al-0.16C-0.022N合金獲得的熱軋組織主要為ε-馬氏體和α-馬氏體。有限的奧氏體體積分?jǐn)?shù)導(dǎo)致沒有Ⅰ階段（γ-ε）的TRIP行為，屈服后通過Ⅱ階段TRIP（ε-α′）轉(zhuǎn)變直接使得材料快速加工硬化。ε-馬氏體過穩(wěn)定導(dǎo)致了ε-馬氏體到α-馬氏體的不完全轉(zhuǎn)變，這導(dǎo)致在726MPa UTS和11.0%斷裂延伸率時(shí)材料的過早斷裂。因此可以得出結(jié)論，通過兩階段TRIP行為獲得特殊拉伸性能的理想的熱軋組織主要為奧氏體和ε-馬氏體。獲得該組織的進(jìn)一步工作包括通過調(diào)整C、Si、Al的添加物來優(yōu)化馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度、SFE以及熱力學(xué)相變驅(qū)動(dòng)力。（文杰）