兩階段TRIP行為的先進高強鋼研發

極限抗拉強度（UTS）大于1100MPa，斷裂延伸率大于30%，具有兩階段相變誘導塑性的合金的成功研發促使對該合金體系繼續進行研發。目前成功研發出兩種合金，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，該組織表現出了兩階段TRIP特征，斷裂延伸率29.1%時的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數導致沒有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。

當前，汽車行業對汽車提出輕量化要求，并要求在2025年達到54.5英里/加侖的平均燃油經濟指標（美國），但同時仍需保持車輛的安全性，這些要求推動了第三代先進高強鋼的發展。第三代先進高強鋼的目標性能為延伸率30%、極限抗拉強度（UTS）1000MPa，或者延伸率20%、極限抗拉強度1500MPa。相關研究已經證明，改進的相變誘導塑性（TRIP）行為能滿足并超過這些基準數據要求。McGrat h等人報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，力學性能為延伸率34.4%、極限抗拉強度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。其主要強化機制由γ→ε→α′馬氏體相變特征的兩階段TRIP現象引入。在最初5%應變（Ⅰ階段）時，TRIP行為主要為奧氏體向ε-馬氏體的轉變。當最初的γ→ε相變飽和時，中間ε-馬氏體轉變為α-馬氏體（Ⅱ階段），產生的加工硬化指數為1.4?；瘜W成分偏析會影響TRIP行為，化學偏析表現為合金富集，該富集區有較低的計算相變驅動力，并且僅僅在頸縮之前產生TRIP效應。試驗結果顯示，頸縮區的顯微組織全部轉變為α-馬氏體。

近年來，Van Aken等人對McGrath等人研究的鋼的化學成分進行了修改，修改后鋼的化學成分為Fe–14.2Mn-1.85Si-2.4A1-0.06C-0.019N，并對該鋼進行了詳細的檢測。馬氏體轉變驅動力的熱力學分析表明：相比于McGrat h等人研究的鋼的原始化學成分，將C含量降低至0.06%并且Mn含量降低至14.2%會增加γ→ε以及隨后的ε→α′轉變的驅動力。鑄件凝固時形成了一小部分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′）相變開始前產生3%-4%的應變屈服平臺，從而導致了類似于McGrat h等人發現的快速加工硬化。頸縮區的顯微組織全部為α-馬氏體和δ-鐵素體。

本研究繼續研究了含名義成分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，這促進了兩種合金變化的成分設計，并在此對該成分合金的性能給予報道。為簡潔起見，這些合金的命名將采用列出每種元素重量百分數的方法，元素順序為Fe-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第一原理及熱力學計算

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

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。在其他文獻中也給出過用于計算△G^γ-ε、ε→α′的轉變驅動力以及隨后的Msα′溫度點的熱力學模型。在表現出兩階段TRIP特征（γ→ε→α′）的合金中，ε-馬氏體常作為一種中間相，其堆垛層錯能SFE小于20mJ/m²。采用高變形應力與低堆垛層錯能SFE相結合有助于使完美的a/2<110>位錯不穩定，使之成為a/6<112>型的肖克利不全位錯。肖克利不全位錯間隔導致形成寬的堆垛層錯，當這種寬的堆垛層錯位于每個其他的密集（111）γ面時，便會形成ε-馬氏體帶。

雖然熱力學驅動力的堆垛層錯能（SFE）計算可以給出ε-馬氏體形成傾向，但它沒有深層次地給出精密合金設計所需的復雜溶質的相互作用。我們可以通過分析廣義堆垛層錯能（GSFE）曲線，從第一原理堆垛層錯原子模型中得出作為ε-馬氏體抑制劑或促進劑的合金元素的影響。對于FCC結構的合金，當密排{111}面堆積從ABCABCAB改變為ABCA｜CABC時，形成單層內稟層錯能，此處｜為堆垛層錯。在FCC結構的Fe中，可以通過<112>{111}滑移形成這種缺陷，這可以根據剪切過程中產生部分位錯的伯格斯矢量表示，b_p=1/6<112>。這種剪切和密排六方結構（HCP）晶體（例如ε-馬氏體）區的形成與GSFE曲線中局部的最小值有關，將此最小值稱為內稟層錯能（ISFE）。通過對原奧氏體的相對相穩定性，合金添加物降低了ISFE，穩定了HCP相，并且促進了γ→ε相變。0.5｜b_p｜=1/12<112>剪切位移時的GSFE曲線的局部最大值對應不穩定堆垛層錯能（USFE），并且抑制部分位錯形核。降低USFE的元素將促進孿生并促進形成ε-馬氏體。Medvedeva等人先前的工作表明：Al對所需ε-馬氏體的形成有復雜的影響；Al含量升高可以降低USFE，但卻升高了ISFE。因此，當Al含量降低時，ε-馬氏體變得更易形核，但相對于原奧氏體而言更不穩定。

可以推斷，含有約2.5wt%Al的合金接近理想目標，該合金中有McGrath等人和Van Aken等人觀察到的熱效應和應變誘導ε-馬氏體。然而，先前已經表明，Al可以作為一種鐵素體穩定劑，并且Al會導致在合金中形成持續存在的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，這種持續存在的δ-鐵素體在拉伸檢測時可能限制了合金的斷裂延伸率。第一原理研究了Si對ε-馬氏體形成的作用，并且表明，在相同的方式中，相對于純鐵，Si提高了ISFE并且降低USFE，Al和Si的作用相似。由FactSage計算的相穩定性預測建議用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形成δ-鐵素體，同時將A₃溫度點降低70℃。因此，為了努力保持兩階段TRIP效應，同時又不穩定鐵素體，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計。在表1中列出了合金的成分、計算的驅動力、SFE以及馬氏體轉變開始溫度點，并且在表1中將設計的合金與McGrath等人以及Van Aken等人研究的合金進行了對比。第一種合金設計的成分為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算的M_s^α′，并且將計算的Msε點提高至室溫以上。第二種合金設計的成分為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%可以使計算的Msε點高于Msα′點，這將進一步促進ε-馬氏體的形成。

2試驗過程

兩種試驗合金均采用感應爐冶煉，冶煉時采用氬氣保護氣氛，加入電解金屬錳、純鋁、硅鐵以及石墨來進行合金化。Fe-15-2-1.4-0.08成分的合金，在1758K（1485℃）出鋼前用混合稀土進行處理，進入鋼包進行鈣處理。在1698K（1425℃）采用Foseco KALPUR發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℃）出鋼前在爐中進行鈣處理。在1798 K（1525℃）， 采 用Foseco KALPUR發熱冒口套，用不需烘烤的酚醛Y型模具對鋼包出來的鋼水進行鑄造。Y型模塊尺寸為12.6cm×6cm×1.7cm。在1373K（1100℃）對鑄件進行均質化，時間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，一旦溫度接近預期的A₃溫度需要進行再加熱，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℃），時間10min，然后水淬至室溫。在熱軋板上加工拉伸試樣，標準為ASTM E8-08，標距50mm，寬度12.5mm。在室溫進行拉伸試驗，位移速率0.01mm/s，負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譜法進行化學成分分析。采用飛利浦Phil l ips X-pert衍射儀，通過衍射峰的綜合強度計算，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。

采用機械磨樣、金剛石拋光劑拋光、最后用0.02μm的硅膠振動拋光來制備光學顯微鏡和電子背散射衍射（EBSD）試樣。光學顯微鏡試驗用試樣需在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。位相圖的步長為0.07μm。采用X射線衍射（XRD）分析的晶格常數為ε-馬氏體構建晶體定義，可以描述為：P6₃/ mmc，a=2.540A⁹，c=4.111A⁹。發現該定義可以與Mart in等人通過細化Fe-16Cr-6.8Mn-6.1Ni鋼中ε-馬氏體的Reitvel d XRD峰值分析的計算相媲美。

3結論

觀察合金Fe-15-2-1.4-0.08和合金Fe-14-3-1-0.16的均質化毛坯鑄件的顯微組織，可以看出，在α-馬氏體形核區域內有突起的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-奧氏體區共同存在。而且，從與之相關的觀察面（Z軸對應的面）的位相關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%。頸縮區的L-S顯微組織全部轉變為α-馬氏體。合金Fe-14-3-1-0.16沒有表現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沒有表現出典型的頸縮應變，取而代之的是在最終1.3應變時負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變為α-馬氏體。

4討論

本研究中的兩種合金其計算的Msε溫度點均在室溫以上，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算值。變溫ε-馬氏體轉變溫度可以被描述為SFE≤0 mJ/m²的溫度，并且此處的熱驅動力大于Eq（1）的抗表面能。在此溫度下，形成并擴大的堆垛層錯即肖克利不全位錯對其他每個{111}γ都是有利的，并且會形成密排六方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的熱力學模型所表示。增加驅動力隨后降低了公式Eq（1）計算的SFE，這樣可以提高Msε溫度點。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。降低1wt% 的Al和Si含量，Fe-15-2-1.4-0.08合金的γ→ε轉變驅動力可以提高65%，計算的室溫SFE可降低8.8mJ/m²，并且將Msε溫度點提高54℃。這一來自熱力學自由能的計算，與來自第一原理計算的關系有很好的一致性，第一原理計算建議將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（每wt%C降低約120℃），同時降低M_s^α′溫度點（每wt%C降低約423℃），與降低M_s^α′溫度點相比，降低Msε溫度點的效果不太明顯。因此，對于Fe-14-3-1-0.16合金，計算的Msα′溫度點低于Msε溫度點時可以提高C含量。

Fe-15-2-1.4-0.08合金的α-馬氏體和ε-馬氏體轉變開始溫度點非常接近，這使得該合金產生了一種獨特的三相組織結構。通過觀察EBSD分析的組織結構，結果發現，γ-奧氏體和ε-馬氏體被視為變溫α-馬氏體轉變的母相。從γ-奧氏體形核的α-馬氏體和原奧氏體表現出K-S取向。從ε-馬氏體形核的α-馬氏體表現出S-N取向。我們可以通過合金的EBSD分析以及S-N取向變化模型來進一步探討α-馬氏體的形貌以及其晶體學，因為有文獻報道，合金的EBSD分析以及S-N取向變化模型與ε→α′轉變有關。本研究更多的相關興趣點也許是可能的晶粒細化，當在ε帶中發生α-馬氏體轉變時可以實現這種晶粒細化。γ→α′轉變過程中形核的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歷了兩階段TRIP行為，與傳統的γ→α′ TRIP鋼相比，此處的ε-馬氏體是α-馬氏體轉變的中間母相，在塑性應變過程中經過了有效的晶粒細化?？赡苓@種機制是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的原因是因為熱軋組織中產生TRIP組分的數量。與Van Aken等人研究的合金相比，Fe-15-2-1.4-0.08合金中含有較低的殘余奧氏體體積百分數（14%比37%）和較高的變溫α-馬氏體體積百分數（41%比34%），這可能通過γ→ε→α′或者ε→α′轉變時對晶粒細化沒有效果，由此降低了加工硬化率和實現較低的極限抗拉強度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值之間。

有確認的兩階段TRIP行為的合金中，在與從第Ⅰ階段到第Ⅱ階段TRIP轉變行為相關的屈服后，Fe-14-3-1-0.16合金沒有表現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數（7%）最低的原因，因為殘余奧氏體體積分數低減少了Ⅰ階段轉變（γ→ε）的發生。可能與Ⅱ階段相關的典型的ε→α′ TRIP轉變是主導機制，并且在塑性屈服后直接發生這種相變。因此，塑性屈服后合金快速加工硬化，直至11%的斷裂延伸率時其UTS為726MPa。觀察拉伸試驗后的顯微組織照片，結果發現，在應變過程中，大約有一半的顯微組織轉變為α-馬氏體，這證實了組織中發生了ε→α′ TRIP轉變。然而，大量的未轉變的ε-馬氏體（目視約50%）表明合金在實現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出的ε→α′ TRIP轉變。本研究的四種合金，對于表1所示的ε→α′轉變，Fe-14-3-1-0.16合金有最低的驅動力計算值。驅動力的明顯缺乏，加之鋁含量降低帶來的低SFE，使得ε-馬氏體過于穩定，變形時過于穩定的ε-馬氏體會抑制組織轉變。Yang等人在Fe-0.24C-22Mn-0.2Si TRIP合金中也觀察到過穩定ε-馬氏體，此合金中的ε-馬氏體沒有轉變為α-馬氏體。Yang等人研究的合金，其△G^ε→α′的計算值為7 J/ mol，該值遠遠低于表現出部分轉變的Fe-14-3-1-0.16合金的△G^ε→α′=603 J/mol。Yang等人觀察到，一旦ε-馬氏體的體積分數達到40%，過穩定的ε-馬氏體便會導致過早的拉伸斷裂。這已經表明，ε-馬氏體片層可以作為應力集中器，這里的裂紋形核與ε-馬氏體片層之間相互攔截有關，也與原奧氏體中的孿晶晶界有關，這限制了合金的強度和延性。Sun等人研究的雙相鋼失效機制模型表明，當馬氏體體積分數大約為0.15時，兩相之間的機械強度差決定拉伸延性。鐵素體與馬氏體強度之間的巨大差異導致了在較低應變下的空位形核，從而降低了均勻延伸率。與先前研究的兩階段TRIP合金相比，Fe-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度差，從而導致了早期的空洞成核，當α-馬氏體體積分數接近50%時，最終限制了強度和韌性。

基于此處研究的合金的拉伸行為，顯然，獲得能產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′轉變相關的晶粒細化以及較高的殘余奧氏體體積分數和ε-馬氏體體積分數，可以增加加工硬化率，并且隨后增加極限抗拉強度UTS。然而，必須適當平衡相變驅動力，使得奧氏體轉變為中間相ε-馬氏體（取代了γ-α′直接轉變），而且更重要的是，ε-馬氏體不是過穩定相，在相變過程中會全部轉變為α-馬氏體。增加C含量，通過降低相對于Msε溫度點的Msα′溫度點，可以抑制淬火熱軋帶組織中的α-馬氏體相變，這是一種產生以奧氏體和馬氏體為主相的熱軋組織的技術方法。但是，必須要考慮由此產生的α-馬氏體的硬度，以便微量成分之間的差異不會導致大的強度差異且不會降低材料的韌性。理想情況下，如果通過顯著的ε-α′驅動力來平衡的話，可以增加C含量，這樣馬氏體相變所需的應變低于相之間空洞成核所需的應變。對于其他合金控制，在沒有δ- 鐵素體穩定性的有害影響時，Si和Al在ε-馬氏體形核和穩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γ-ε轉變所需的SFE。

5總結

第一原理研究已經表明了Si對USFE和ISFE的影響，Al的影響與Si相似。正因為兩種元素的影響相似，所以先前研究的兩種化學成分中改變了Si和Al的含量，在拉伸試驗過程中，表現出了兩階段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，該組織表現出了兩階段TRIP特征，并且斷裂延伸率29.1%時極限抗拉強度UTS為1058MPa。該合金抗拉強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數，在提高加工硬化率方面，較低的奧氏體體積分數限制了通過γ-ε-α′轉變晶粒細化的有益影響。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數導致沒有Ⅰ階段（γ-ε）的TRIP行為，屈服后通過Ⅱ階段TRIP（ε-α′）轉變直接使得材料快速加工硬化。ε-馬氏體過穩定導致了ε-馬氏體到α-馬氏體的不完全轉變，這導致在726MPa UTS和11.0%斷裂延伸率時材料的過早斷裂。因此可以得出結論，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。獲得該組織的進一步工作包括通過調整C、Si、Al的添加物來優化馬氏體轉變開始溫度、SFE以及熱力學相變驅動力。（文杰）