δ-TRIP鋼等溫退火組織演變機制及力學(xué)性能

關(guān)鍵詞：δ鐵素體；等軸化；中錳鋼；第二相粒子；強塑機制

0 引言

在全球資源短缺、環(huán)境污染等問題日趨嚴(yán)重，以及全球碳排放治理與中國雙碳目標(biāo)驅(qū)動下，作為社會總碳排放18%的交通行業(yè)正面臨巨大挑戰(zhàn)。然而，汽車輕量化是節(jié)約能源與減少碳排放最有效、最直接的措施之一。有研究表明：汽車質(zhì)量每下降10%，汽車油耗及CO2排放量降低4%～9%。目前汽車輕量化常見的途徑為結(jié)構(gòu)優(yōu)化、輕量化材料應(yīng)用與采用先進制造技術(shù)。其中輕量化材料主要有鋁鎂合金、碳纖維材料、高強度鋼等。雖然使用鋁鎂合金、碳纖維等新材料進行車身輕量化效果較好，但高強鋼擁有成本低、技術(shù)水平成熟、全生命周期排放少、回收利用率高等優(yōu)勢，因此，未來10年內(nèi)其仍將為汽車輕量化的首選材料，尤其是具有高強度、高塑性的先進高強鋼。

在眾多汽車先進高強鋼中，δ-TRIP鋼作為一個新興產(chǎn)物在近10年得到了材料研究者的廣泛關(guān)注。δ-TRIP鋼是由Chatterjee通過遺傳算法優(yōu)化設(shè)計而來，其特點是δ鐵素體在凝固后的整個固態(tài)相變過程中不會完全消失。由于鋼中Al含量較高，降低了鋼鐵材料密度，能夠有效實現(xiàn)車身輕量化。在焊接過程中δ鐵素體會保留至室溫，致使熔合區(qū)與熱影響區(qū)均不會形成全馬氏體組織，從而改善鋼的焊接性能。另外，通過調(diào)整熱處理工藝與合金元素組成，可以獲得多尺度、亞穩(wěn)殘余奧氏體與一定含量的δ鐵素體，從而獲得良好的綜合力學(xué)性能。正是因為δ-TRIP鋼擁有低密度、良好力學(xué)性能與可焊性等優(yōu)勢，使其有望成為最具應(yīng)用前景的輕量化材料。但是，δ-TRIP鋼中存在大量粗大的δ鐵素體，一方面因大量δ鐵素體存在而使其強度難以提高，另一方面，在應(yīng)力作用下這種粗大的δ鐵素體界面往往是裂紋產(chǎn)生與擴展的通道，從而使其伸長率難以進一步提升，這些不足限制了其應(yīng)用。然而，在δ鐵素體形態(tài)與含量控制方面，LEE C Y等將Fe-10.1Mn-6.3Al-0.26C中錳鋼在700～1000℃退火10 min發(fā)現(xiàn)：鋼中δ鐵素體含量會隨溫度的升高而降低，但其含量減少比例有限；另外，通過在馬氏體耐熱鋼中添加Nb、Ti微合金元素會使δ鐵素體組織細(xì)化，但會增加δ鐵素體含量；對于如何調(diào)控δ鐵素體形態(tài)并大比例減少其含量方面的研究未見報道。因此，如何通過后續(xù)熱處理工藝對δ-TRIP鋼中的δ鐵素體進行改性處理并降低其含量，精準(zhǔn)調(diào)控各相相對含量來實現(xiàn)高的強塑性成為其未來發(fā)展與應(yīng)用的關(guān)鍵。基于此，本文通過在無氣氛保護的箱式爐中等溫退火不同時間，旨在通過空氣中的氧、氮與晶界處元素作用，析出高密度的AlN第二相粒子，選擇性地等軸化并細(xì)化δ鐵素體基體，對比分析其組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能及其演變機制，進而對其強塑性進行調(diào)控，所獲結(jié)果對δ-TRIP鋼組織性能調(diào)控以及耐熱鋼、不銹鋼中δ鐵素體的改性處理提供一定的理論支撐與借鑒意義。

1 試驗材料與方法

在試驗鋼的合金設(shè)計時，為了保證在臨界退火過程中獲得粗大的δ鐵素體與細(xì)小奧氏體+鐵素體雙峰組織結(jié)構(gòu)，試驗鋼采用中Mn-Al合金體系；為了保證獲得粗大的δ鐵素體組織，試驗鋼中的Al+Si總質(zhì)量分?jǐn)?shù)必須超過3%。因此本試驗過程中為了保證前期獲得粗大鐵素體，為后續(xù)退火過程中對該粗大δ鐵素體進行等軸化、細(xì)化處理提供組織保障，同時保證在臨界退火過程中獲得相對較好的強塑性，設(shè)計試驗鋼合金成分見表1。

試驗鋼按表1的化學(xué)成分首先在100 kg中頻感應(yīng)熔煉爐中熔煉，達到預(yù)定成分后澆鑄成方錠，隨后將方錠熱鍛成50 mm×150 mm×250 mm的板坯。將鍛好的板坯經(jīng)1230℃加熱均溫2 h后，在二輥熱軋試驗軋機經(jīng)7道次軋制，將坯料軋至目標(biāo)厚度3.0 mm，終軋溫度控制在850～900℃。將熱軋后的薄板水冷至600℃左右裝入600℃的箱式電阻爐中保溫2 h，然后隨爐冷至室溫，以模擬熱軋卷取過程。將熱軋后的薄板經(jīng)鹽酸酸洗除鱗后，在冷軋試驗機上軋成1.0 mm厚的薄板。Thermal-calc計算的特征相圖如圖1所示，由圖可知，在600～700℃退火可以獲得相對較多的逆轉(zhuǎn)變奧氏體；然而，相圖計算的是平衡狀態(tài)，實際凝固過程產(chǎn)生的δ鐵素體很難消除，一直存在于基體中，因此從凝固開始就有大量的合金富集于奧氏體/馬氏體中，這使得實際的逆轉(zhuǎn)變奧氏體溫度進一步降低。因此，為了使冷軋后的薄板在退火過程中能發(fā)生再結(jié)晶與奧氏體逆轉(zhuǎn)變，以改善其強塑性，將退火溫度設(shè)置為600℃；為了消耗晶界偏析的間隙原子C，以及有足夠N與鋼中Al作用形成大量的AlN第二相粒子，使其在退火過程中作為再結(jié)晶晶粒非均勻形核的核心、促使粗大的δ鐵素體組織等軸化與細(xì)化處理，退火氣氛采用含有豐富氧氣與氮氣的空氣氣氛。為了研究δ鐵素體的演變過程，且AlN粒子的形成與合金元素的擴散、滲透需要時間，將退火時間設(shè)定為3、6、12、24、48 h，退火過程中采用隨爐加熱，退火至預(yù)定時間后取出空冷，具體熱處理工藝如圖2所示，退火在型號為XSL-1100的箱式電阻爐中進行。

將熱處理后的試樣按GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》標(biāo)準(zhǔn)要求，利用電火花線切割沿軋制方向加工成標(biāo)準(zhǔn)的50 mm標(biāo)距非比例拉伸試樣，單向拉伸試驗在新三思C51.105電子萬能試驗機上進行。對于組織形貌觀察試樣，首先用線切割在退火后的鋼板上截取15 mm×20 mm小試樣，然后分別經(jīng)熱鑲、粗磨、細(xì)磨、拋光處理后，使用4%的硝酸酒精溶液腐蝕15～20 s，隨后進行組織觀察；為了獲得整個橫斷面組織與局部放大組織，組織觀察分別采用ZEISS Axio imager.A2m光學(xué)顯微鏡與FEI Nova Nano SEM430場發(fā)射掃描電鏡。殘余奧氏體測量在Rigaku Ultima IV型X射線衍射儀上進行，測試面為1/4厚度處的板面，用于殘奧測試的試樣需進行機械拋光與電解拋光處理，電解液按乙醇∶蒸餾水∶高氯酸體積比為40∶7∶3進行配制，電解拋光電壓為30 V，拋光時間約為40 s。測試條件為：Cu靶激發(fā)，步進式掃描，掃描區(qū)域2θ為40°～90°。試驗數(shù)據(jù)的處理根據(jù)ASTM E975-03標(biāo)準(zhǔn)要求，采用衍射峰的積分強度來計算鋼中殘余奧氏體含量。選擇（200）γ、（220）γ、（311）γ衍射峰和（110）α、（200）α、（211）α衍射峰，利用式（1）計算對應(yīng)的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。

（1）

式中：φγ為殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)；Iγ為γ晶面衍射峰的平均積分強度；Iα為α晶面衍射峰平均積分強度；Kα、Kγ分別為鐵素體相及奧氏體相的衍射系數(shù)。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

試驗鋼冷軋態(tài)及600℃退火等溫不同時間下試樣表層約0.15 mm厚的金相顯微組織形貌如圖3所示，圖中白色為鐵素體組織，其中條帶狀為δ鐵素體，等軸狀為α鐵素體；深黑色與淺灰色部分可能為馬氏體或奧氏體與細(xì)小鐵素體混合組織；F為鐵素體，M為馬氏體，RA為殘余奧氏體，RD為軋制方向，ND為法向。為了進一步鑒定此類組織，對其進行了X射線衍射物相分析，其結(jié)果如圖4所示。結(jié)合圖3（a）組織形貌與圖4物相結(jié)果可知，冷軋態(tài)組織基本呈帶狀分布，黑色條帶組織為馬氏體，白色的δ鐵素體與黑色條帶狀馬氏體相間存在。其原因是鋼中Al、Si含量較高導(dǎo)致鋼在凝固過程δ鐵素體在包晶反應(yīng)中保留下來，在隨后的熱軋、冷軋過程中δ鐵素體沒有參與回復(fù)、再結(jié)晶與固態(tài)相變等過程，保留了鑄態(tài)組織中粗大的鐵素體形態(tài)，經(jīng)過熱軋與冷軋這種枝晶狀鐵素體變成了粗大的條帶狀鐵素體；組織中的馬氏體經(jīng)過冷軋變形，在變形力的作用下由熱軋亞穩(wěn)態(tài)奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變而成。

當(dāng)試驗鋼在600℃經(jīng)過一定時間等溫退火后，試樣表面這種相間分布的條帶狀組織無論在形態(tài)上還是在組織類型方面均發(fā)生了明顯變化。在組織形態(tài)方面，試驗鋼經(jīng)過退火處理后，表面粗大的條帶狀δ鐵素體開始逐漸向餅狀、等軸狀鐵素體發(fā)生轉(zhuǎn)變，且隨著退火等溫時間的延長，這種轉(zhuǎn)變過程開始逐漸向芯部滲透；另一方面，馬氏體組織形態(tài)也由條帶狀向細(xì)小的團簇狀與點狀轉(zhuǎn)變，如圖3（b）～（f）所示。在組織類型方面，當(dāng)試驗鋼經(jīng)過退火處理后，馬氏體開始逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，且隨著等溫時間的延長，馬氏體逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的含量逐漸增多；當(dāng)?shù)葴貢r間達到12 h后，馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的量基本達到峰值，隨著等溫時間的進一步延長，奧氏體含量變化很小，其值基本穩(wěn)定，如圖4所示。

為了深入了解表面δ鐵素體晶粒等軸化演變過程，對試樣表層組織進行了高倍掃描電鏡觀察，其不同退火保溫時間下表層掃描組織形貌如圖5所示，圖中呈凹陷狀為鐵素體，其中扁平條帶狀為δ鐵素體，等軸狀為α鐵素體，呈簇狀為馬氏體。由圖5（a）可知，試樣冷軋后表層組織為與軋制方向平行的條帶狀δ鐵素體與馬氏體，它們相間分布。在退火短時等溫（退火等溫3 h）條件下，表層馬氏體組織開始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體與多邊形鐵素體，在δ鐵素體界面或尖角處，開始析出亮白色第二相及極細(xì)小的鐵素體，如圖5（b）中白色圓圈所示。當(dāng)?shù)葴貢r間進一步延長至6 h時，表層δ鐵素體絕大部分已等軸化，奧氏體晶粒逐漸減小且含量逐漸降低，被等軸狀鐵素體所替代，同時在剩余δ鐵素體界面發(fā)現(xiàn)存在細(xì)小的多邊形鐵素體，如圖5（c）中白色圓圈所示。當(dāng)保溫時間增加至12 h時，表層條帶狀δ鐵素體基本消失，已被等軸鐵素體與少量奧氏體取代，如圖5（d）所示。隨著等溫時間的進一步延長，表層等軸狀鐵素體晶粒逐漸長大，如圖5（e）、（f）所示。這是因為試樣冷軋過程中發(fā)生嚴(yán)重變形，晶粒內(nèi)部儲存著高的畸變能，在高溫作用下一方面發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶以及晶粒長大，另一方面，在無保護氣氛的空氣環(huán)境中，空氣中的氧、氮原子分別與鋼中的碳、鋁結(jié)合，表層出現(xiàn)脫碳現(xiàn)象促進奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S鐵素體，同時氮與鋁在晶界結(jié)合形成AlN第二相粒子，為界面處鐵素體形核提供了核心，從而促使δ鐵素體等軸化。

由于試樣芯部組織主要由馬氏體演變而成，組織相對較細(xì)小，為了觀察芯部組織演變過程，對試樣經(jīng)不同時間退火的芯部進行了高倍掃描觀察，其形貌如圖6所示。試樣冷軋后芯部組織為交替排列的長條狀馬氏體與條帶狀δ鐵素體組成，其中以長條狀馬氏體為主，如圖6（a）所示。在退火等溫3 h過程中，馬氏體中開始析出碳化物，局部碳化物聚集的合金元素富集處開始生成奧氏體組織，如圖6（b）所示。當(dāng)?shù)葴貢r間進一步延長至6 h時，馬氏體組織進一步分解，奧氏體組織開始聚集長大，δ鐵素體形態(tài)與含量基本沒變化，如圖6（c）所示。等溫時間進一步增加至12 h時，馬氏體組織已完全分解，奧氏體組織也由點狀或長條狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀，δ鐵素體局部被細(xì)小鐵素體分割開始轉(zhuǎn)變?yōu)轱炐危鐖D6（d）所示。當(dāng)?shù)葴貢r間進一步延長時，組織基本由大塊狀奧氏體、少量細(xì)小等軸鐵素體與條帶狀δ鐵素體組成，其中大塊狀奧氏體組織中分布有亮白色的碳化物顆粒，如圖6（e）、（f）所示。在短時等溫時，馬氏體開始回火分解，合金元素短程擴散析出碳化物或逆相變?yōu)樾K狀與沿馬氏體板條生長的細(xì)條狀奧氏體組織；隨著等溫時間的延長，在表面能作用下奧氏體組織開始逐漸長大并形成塊狀；當(dāng)?shù)葴貢r間進一步延長時，奧氏體中的合金元素開始向周邊細(xì)小鐵素體中擴散，并逐漸向細(xì)小鐵素體中長大，同時長時等溫在奧氏體中開始析出碳化物。

2.2 力學(xué)性能

試驗鋼在600℃退火保溫不同時間下拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖7所示，與傳統(tǒng)的（0.1～0.2）C-5Mn中錳鋼在600℃退火力學(xué)性能相比，3%Al的加入對應(yīng)力-應(yīng)變曲線的形態(tài)影響不大，其仍表現(xiàn)為不連續(xù)屈服現(xiàn)象，但是屈服平臺有所減少，這可能是較傳統(tǒng)不含Al中錳鋼，試驗鋼組織含有一定量的δ鐵素體緣故。由不同等溫時間下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線可看出，隨著等溫時間的延長，試驗鋼的強度呈下降趨勢，而伸長率呈先增加后減小的趨勢。在600℃保溫3、6 h條件下，試驗鋼的屈服強度在600 MPa以上，抗拉強度在700 MPa以上，伸長率相對較低，此時屈服強度分別為644.2 MPa和609.3 MPa，抗拉強度分別為727.7 MPa和713.8 MPa，伸長率分別為10.8%和13.1%。結(jié)合圖6（b）、（c）發(fā)現(xiàn)，此時試驗鋼中仍存在著大量的馬氏體組織，馬氏體未完全逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。當(dāng)?shù)葴貢r間增加至12 h時，強度大幅度減少，而伸長率大幅度提升，此時屈服強度、抗拉強度與伸長率分別為504.5 MPa、623.4 MPa與22.8%；由圖6（d）發(fā)現(xiàn)，此時馬氏體已完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，致使其強度減小，同時奧氏體在拉伸過程中發(fā)生TRIP效應(yīng)使伸長率增加；同時結(jié)合圖3（d）可知，此時表層的δ鐵素體基本轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S鐵素體或餅形鐵素體，δ鐵素體的轉(zhuǎn)變也有利于伸長率進一步的提升，因此此時獲得相對較高的伸長率。當(dāng)?shù)葴貢r間進一步延長至24 h時，屈服強度、抗拉強度與等溫時間12 h時變化不大，但是伸長率減小至16.6%；由圖3（e）發(fā)現(xiàn)，對強度有影響的相類型未發(fā)生明顯變化，而此時在表層鐵素體局部粗化位置在拉伸過程中容易形成裂紋源。當(dāng)保溫時間延長至48 h時，強度有較大下降，屈服強度與抗拉強度分別為448.9 MPa和575.4 MPa而伸長率變化較小，這可能是由于長時間等溫使奧氏體大量分解為鐵素體與碳化物，致使其拉伸過程中TRIP效應(yīng)產(chǎn)生馬氏體的含量較少，從而降低抗拉強度；另外，鐵素體組織的進一步粗化，降低了拉伸過程中的屈服強度。

2.3 分析與討論

由上述給出的組織觀察結(jié)果可知，表層δ鐵素體在退火等溫過程中逐漸發(fā)生等軸化與餅形化轉(zhuǎn)變，且隨著時間的延長，該等軸化與餅形化轉(zhuǎn)變逐漸向亞表層乃至芯部滲透，也即轉(zhuǎn)變受時間控制。為了更直觀地理解這種轉(zhuǎn)變過程，從原子結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)演變角度構(gòu)建了表層δ鐵素體等軸化演變過程及其原理，如圖8所示。一般來說晶界結(jié)構(gòu)松散、畸變能高、空位更多，使溶質(zhì)原子處在晶內(nèi)的能量比處在晶界的能量高，因此晶界往往是雜質(zhì)與合金元素偏析的地方，如圖8（a）所示。高溫退火過程中，空氣中的氧與晶界處的碳原子結(jié)合形成CO或CO2逸出基體，此時晶界為空氣中氮的滲入空出了大量的“閑置空間”，當(dāng)?shù)獨膺M入晶界并在高溫作用下，晶界處的鋁原子將與氮原子結(jié)合形成AlN，如圖8（b）、（c）所示。當(dāng)晶界處的碳原子與鋁原子逐漸消耗時，臨近晶界處的溶質(zhì)原子將向晶界不斷擴散，致使大量的鋁與氮結(jié)合形成AlN，晶界處的AlN粒子將發(fā)生聚集長大，當(dāng)其長大至非均勻形核核心所需大小時，將會作為鐵素體晶核促使不平衡態(tài)δ鐵素體向平衡態(tài)α鐵素體轉(zhuǎn)變。δ鐵素體的具體演變過程如圖8（d）～（f）所示，在退火初期，僅表層的δ鐵素體界面形成了AlN粒子，AlN粒子作為核心促使α鐵素體形核長大，并不斷消耗δ鐵素體，使表層δ鐵素體逐漸被細(xì)小平衡態(tài)α鐵素體所取代；隨著退火保溫時間的延長，空氣中的氧、氮沿著晶界逐漸向次表層與芯部滲透，使次表層與芯部也發(fā)生退火初期表層類似的反應(yīng)，這樣次表層與芯部的δ鐵素體也將逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶鈶B(tài)α鐵素體。

材料的宏觀力學(xué)行為由其內(nèi)在的微觀結(jié)構(gòu)所決定。上述不同等溫時間下顯示的伸長率除與拉伸過程中奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的TRIP效應(yīng)有關(guān)外，還與組織形態(tài)、晶粒大小等密不可分，尤其表層組織對材料的斷裂影響更大。眾所周知，晶界作為晶粒間應(yīng)力與應(yīng)變過渡區(qū)，對晶粒間的變形協(xié)調(diào)起著關(guān)鍵作用，決定著微孔與微裂紋的形核與長大。由于δ鐵素體是一種富Al、Si而貧Mn的相，所以δ鐵素體周邊是一個富Mn的奧氏體或馬氏體組織。在拉伸應(yīng)力作用下，可能由于TRIP效應(yīng)作用由奧氏體轉(zhuǎn)變而成的馬氏體強度高，應(yīng)力在δ鐵素體界面富集而得不到周邊晶粒的協(xié)調(diào)變形，產(chǎn)生高度的應(yīng)力集中。為了釋放應(yīng)力，裂紋將會在δ鐵素體與馬氏體界面處成核。一旦成核，隨應(yīng)力的增大，裂紋進一步按最短裂紋間距擴展連接，大塊狀δ鐵素體界面將成為裂紋成核與擴展的通道。綜合上述分析獲得試驗鋼表層不同組織形態(tài)在拉伸過程中孔洞形成與擴展模型如圖9所示。在短時退火條件下，表層δ鐵素體來不及等軸化，在拉伸應(yīng)力作用下，裂紋與孔洞將在δ鐵素體界面處形核；隨著應(yīng)力進一步加大，δ鐵素體界面處的裂紋與孔洞開始沿著界面處擴展、聚集與長大，如圖9（a）～（c）所示，從而大幅度降低鋼的延塑性，這也進一步驗證了圖7中保溫3 h與6 h條件下拉伸應(yīng)力-應(yīng)變結(jié)果。當(dāng)退火保溫一定時間時，表層δ鐵素體基本完成了等軸化、餅形化過程，在拉伸應(yīng)力作用下變形得到協(xié)調(diào)發(fā)展，裂紋與孔洞形核位置大幅度減少且擴展也更難，從而改善了鋼的延塑性，如圖9（d）～（f）所示，這與圖7中保溫12 h結(jié)果基本相符。當(dāng)進一步增加保溫時間，表層等軸化的鐵素體晶粒將發(fā)生長大，如圖9（g）～（i）所示，大的晶粒在變形過程中導(dǎo)致大量的位錯塞積，形成較強的應(yīng)力場，隨著變形的進一步增大，晶界處的應(yīng)力場將越來越大，同時大晶粒的變形協(xié)調(diào)能力較細(xì)小晶粒也較弱，所以當(dāng)局部應(yīng)力超過晶界間結(jié)合力，在晶界處將會形成裂紋或孔洞，如圖9（j）～（l）所示，從而削弱鋼的延塑性，這進一步印證了圖7中保溫24 h與48 h條件下拉伸應(yīng)力-應(yīng)變結(jié)果。

3 結(jié)論

1）試驗鋼在600℃退火等溫不同時間時，組織中的條帶狀馬氏體開始回火并逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，表層δ鐵素體將發(fā)生等軸化、餅形化過程；且隨著保溫時間的延長，馬氏體逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體更加充分，表面δ鐵素體等軸化朝芯部滲透；保溫時間進一步延長時，奧氏體將發(fā)生分解，表層等軸鐵素體發(fā)生長大。

2）在保溫3 h與6 h條件下，試驗鋼的組織由鐵素體、馬氏體與奧氏體組成，其中表層為等軸鐵素體，芯部為δ鐵素體；在保溫12 h時，試驗鋼的組織由鐵素體與奧氏體組成，表層鐵素體呈細(xì)小等軸狀，芯部δ鐵素體呈餅狀或長條狀；保溫時間為24 h與48 h時，試驗鋼的組織由鐵素體、奧氏體與碳化物組成，表層為粗大等軸鐵素體，芯部為δ鐵素體。

3）短時保溫時，試驗鋼強度較高，伸長率較低；在3 h與6 h等溫時的屈服強度分別為644.2 MPa與609.3 MPa，抗拉強度分別為727.7 MPa與713.8 MPa，伸長率分別為10.8%與13.1%。當(dāng)?shù)葴貢r間為12 h時，屈服強度為504.5 MPa，抗拉強度為623.4 MPa，伸長率為22.8%，此時獲得較高的強塑積。等溫時間為24 h時，強度與等溫12 h時接近，伸長率降為16.6%。當(dāng)?shù)葴貢r間延長至48 h時，強度有較大下降，伸長率降幅很小，此時屈服強度與抗拉強度分別為448.9 MPa與575.4 MPa。

本文摘自《鋼鐵》2024年第11期