導讀：高Mn奧氏體鋼通常通過TWIP(孿生誘導塑性)機制變形，由于Mn含量高，成本高，還存在其他技術問題(如熱浸鍍鋅、焊接等)。而Mn含量的降低會導致變形機制由TWIP向TRIP(轉化誘導塑性)轉變，通常會引起準解理脆性斷裂。本文報道了一種近中Mn奧氏體鋼通過大量共格無序粒子的納米沉淀，成功細化到0.9±0.4 μm的晶粒尺寸，導致了6.4-7.9 mJ m- 2的顯著層錯能增加，從而實現了變形機制從TRIP向多種變形機制的轉變，即層錯、位錯滑移、納米孿晶和-馬氏體相變?；诰Я?、孿晶和馬氏體的協同細化效應和變形機制的轉變，本文研制了Mn含量為15 wt.%的近中Mn超細晶粒奧氏體鋼，該鋼具有高抗拉強度(1210±19 MPa)和大伸長率(72±6%)的獨特組合。這些研究結果為解決高Mn奧氏體鋼Mn含量與力學性能之間的平衡問題提供了一條新的途徑，為高Mn奧氏體鋼的廣泛應用提供了可能。

結構合金的力學性能和成本一直是其應用的主要問題。目前，人們對開發下一代高強度、大伸長率和低成本的金屬材料非常感興趣，這些材料可以在不影響安全水平的情況下減輕汽車和其他運輸部門的重量。高Mn (20-30 wt.%，重量百分比)奧氏體鋼由于其優異的成形性、淬固性和高強度的獨特結合，是多種運輸應用中很有前途的結構材料，但在生產和使用過程中，高Mn含量導致的高成本和其他技術問題(如熱浸鍍鋅、焊接等)阻礙了其實際應用。

雖因此，降低Mn含量對高Mn奧氏體鋼的廣泛應用至關重要。然而，Mn含量的大幅度降低不可避免地改變了高Mn奧氏體鋼的主要變形機制和力學性能。對于面心立方(FCC)金屬和合金，其變形機制和力學性能在很大程度上取決于其層錯能(SFEs)。例如，當SFE在15-45 mJ m-2范圍內時，主要的變形機制是孿生。當SFE降低到15 mJ m-2以下時，變形機制轉變為應力/應變誘導固相相變，即ε或α′馬氏體相變。據報道，SFE與Mn含量之間不是線性關系。對于Mn濃度較低的二元Fe-Mn合金，Mn含量的增加降低了SFE，在Mn含量為10-16%(原子百分比)時達到最低。然而，當Mn含量在16at%和33 at%之間時， SFE隨Mn單調增加。為了實現以孿生為主要變形機制的完全奧氏體組織，Mn含量通常在20 ~ 30 wt.%之間，因為Mn含量的急劇降低不可避免地導致SFE降低，變形機制由TWIP向TRIP過渡，通常由于粗ε-馬氏體板的形成，破壞模式由韌性斷裂轉變為準解理脆性斷裂。斷裂模式的轉變是由ε-馬氏體板與ε-馬氏體板的交點處優先萌生裂紋引起的，裂紋沿ε板的{10-10}或{0001}平面快速擴展。

除了Mn含量外，另一個影響SFE的因素是奧氏體晶粒尺寸。Lee等報道，對于Fe-17Mn合金(wt.%)，當晶粒尺寸從51.7減小到0.7 μm時，SFE從10.8增加到23.4 mJ m-2。隨著奧氏體晶粒尺寸的增大，Fe-18Mn-0.6C-3Si鋼的SFE指數減小，直到晶粒尺寸為~ 70 μm時達到其固有的SFE值。因此，晶粒細化是提高奧氏體TRIP鋼SFE并保留TWIP機制的可行途徑。

在此，北京科技大學毛新平院士團隊和呂昭平課題組聯合通過引入高密度共格無序的納米沉淀物，這些沉淀物在再結晶發生時及時形成，穩定高Mn TWIP鋼的再結晶晶粒。此外，高度分散的共格無序納米沉淀還降低了納米孿晶的寬度和間距，引起了較高的加工硬化率和較大的均勻伸長率。隨著大量相干無序富Cu納米沉淀的形成，晶粒尺寸成功細化到0.9 - 0.4 μm，層錯能增加，變形機制由TRIP向多重變形機制轉變。更重要的是，相干納米沉淀有效地將馬氏體和納米孿晶分別從20-500 nm和10-50 nm細化到幾個原子柱和1-15 nm，該鋼具有高抗拉強度(1210±19 MPa)和大伸長率(72±6%)的獨特組合。這些研究結果為解決高Mn奧氏體鋼Mn含量與力學性能之間的平衡問題提供了一條新的途徑，為高Mn奧氏體鋼的廣泛應用提供了可能。相關研究成果以題“Enhancing strength and ductility in a near medium Mn austenitic steel via multiple deformation mechanisms through nanoprecipitation”發表在材料頂刊Acta Materialia上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645422009156

圖1a中的EBSD圖顯示，在720℃退火5 min后，0 Cu合金呈現完全再結晶的單一FCC組織，晶粒尺寸為2.6 ±0.6μm，而3 Cu合金的晶粒尺寸減小到0.9±0.4μm(圖1b)，與我們之前添加3wt%Cu時的工作一致。UFG奧氏體鋼可通過簡單的軋制和退火工藝制備。由圖1c可知，退火后3 Cu的晶粒分布在0.3-3.8μm范圍內。

圖1 0 Cu和3 Cu在720℃退火5 min后的顯微組織(a)和(b)分別為0 Cu和3 Cu的EBSD反極圖(IPF)圖。RD和ND分別表示軋向和法向。(c)退火后3 Cu的晶粒尺寸分布。

圖2 在720℃退火5分鐘的3 Cu的顯微組織。(a)沿[110]FCC區軸拍攝的ADF-STEM顯微圖和相應的SAED圖(內圖)。(b)分別為3 Cu的ADF-STEM顯微圖和相應的STEM EDS-SI Cu圖。(c)沿著3 Cu的110>FCC的ADF-STEM圖像。

圖3 在720℃退火5 min的3 Cu的APT表征。(a)退火3 Cu的APT重建突出了Cu和富Cu納米沉淀的分布。納米沉淀被定義為含有超過20at%.Cu的區域。(b)直方圖顯示直徑為5 nm的納米沉淀物的典型成分變化。(c) (b)中框區對應的特寫圖像。誤差條為均值的標準差。

圖4 0 Cu和3 Cu在720℃ 5 min退火后的力學性能(a)室溫工程拉伸應力-應變曲線。(b)相應的加工硬化速率曲線。

圖5 0 Cu和3 Cu退火應變至5%應變時的變形組織。(a)和(b)分別顯示5%應變下0 Cu和3 Cu形變組織的亮場TEM顯微圖。插圖分別是它們對應的SAED圖和原子分辨率TEM顯微圖。

圖6 變形組織3 Cu應變至23%。(a)和(b) 23%應變下3Cu的亮場TEM和亮場STEM顯微照片。插圖是它們對應的SAED圖案和原子分辨率TEM顯微照片。綠色、藍色和黃色箭頭分別強調了納米孿晶、納米孿晶和位錯的分布。

圖7 變形組織0 Cu應變至55%。(a)和(b) 0 Cu 55%應變的暗場TEM顯微圖，分別顯示ε馬氏體和納米孿晶的分布。(a)中插入的是相應的SAED模式。

圖8 變形組織3 Cu應變至72%。(a)和(b)斷裂3 Cu的亮場STEM顯微照片和相應的ADF-STEM顯微照片。插圖分別為其對應的SAED圖樣、STEM EDS-SI Cu map和高分辨率TEM圖像。Cu圖上的白色虛線對應于(a)中白盒標記區域的納米孿晶邊界。(c)斷裂3 Cu的原子分辨率TEM顯微圖。

圖9 SFE隨高Mn奧氏體鋼晶粒尺寸增加的變化。

圖10 d0.5隨0 Cu、3 Cu和Fe-22Mn-0.6C-4Cu流動應力的演變。

綜上所述，利用晶粒細化對SFE的影響，0 Cu的TRIP變形機制成功轉化為順序激活的多種變形機制(即SFs、納米孿晶和馬氏體相變)。SFE對形變機制和孿晶/ε馬氏體相變/SF效率起著決定性的作用，主要受晶粒尺寸和合金成分的影響。此外，由于沉淀硬化效應，高度分散的富Cu納米沉淀需要額外的應力來持續增厚現有的納米孿晶，這為未孿晶區域形成新的納米孿晶/ε馬氏體創造了機會，使3 Cu中的納米孿晶和ε馬氏體分布更細、更致密，從而有助于不斷提高加工硬化率和較大的延伸率。此研究結果不僅為提高低Mn奧氏體TRIP鋼的綜合力學性能提供了有效途徑，而且可推廣到其他合金體系，如奧氏體不銹鋼、高熵合金等。