制造用于汽車應用的輕量化結構一直是一項追求，實現這一目標的有效方法是采用先進高強度鋼（AHSS）。除了高強度外，斷裂韌性對于結構材料也是必不可少的。然而，這兩種理想的性能對于大多數結構材料（如鋼）來說是相互排斥的，這種固有的沖突是眾所周知的強度-韌性權衡。這種矛盾可以通過考慮鋼的強化旨在阻止或抑制各種缺陷的位錯滑行來理解，這將不可避免地誘發應變定位甚至引發微裂紋。因此，這些加固方法不適用于抗斷裂性至關重要的應用。另一方面，對鋼斷裂韌性的主要貢獻來自裂紋尖端附近的位錯活動。這種機制導致了一個普遍但不幸的結論：具有較高強度的鋼將具有更有限的位錯運動，因此斷裂韌性較低。

作為最有前途的先進高強度鋼之一，中錳鋼（MMS）的設計、結構和性能得到了廣泛的研究。與第一代先進高強度鋼相比，MMS中Mn的重量百分比提高到3∼12%，以穩定奧氏體并引發更多的轉變誘導塑性（TRIP）效應。人們普遍認為，拉伸試驗期間的TRIP效應是可取的，因為它會引起幾何上必要的位錯（GND）并促進位錯相互作用。

據報道，MMS優異的加工硬化能力和增強的均勻伸長率主要是由于其強烈的TRIP效應。 例如，Han等人在MMS的加工硬化曲線中觀察到兩個峰值，并將其歸因于雙TRIP現象。馬氏體基體可以變得具有延展性，因為晶界處的納米層奧氏體可以提供TRIP效應。TRIP效應的重要性也很好地反映在淬火和分配（Q&P）鋼的設計中，因為更多的奧氏體部分通常會導致Q&P鋼中更好的均勻伸長率。

與MMS的拉伸性能和變形行為相比，其斷裂機理的研究較少，對其斷裂韌性的定量測量更少。大多數研究采用夏比沖擊試驗來測量MMS的韌性。然而，沖擊試驗受到嚴格的幾何形狀要求，高應變率使得分離裂紋萌生和擴展階段具有挑戰性。此外，眾所周知，夏比試驗的高應變率會導致絕熱加熱，因此溫度升高可能會穩定MMS中的奧氏體，并影響TRIP穩定性的解釋。相比之下，基于J積分的電阻曲線（J-R曲線）方法可用于定量測量彈塑性材料的準靜態斷裂性能。J-R曲線方法的主要優點是，一旦滿足特定條件，就可以獲得與尺寸無關的斷裂韌性值。

一方面，在準金屬中，Si被廣泛用作各種合金中的微合金元素。Si是FCC奧氏體不銹鋼和Fe-MnTWIP鋼中的強SSS元素。它的添加降低了鋼的SFE，從而提高了屈服強度和極限抗拉強度（UTS），這是由于SSS效應和低SFE通過增強初級和次級孿生的活化引起的高應變硬化。此外，在Fe-Mn基形狀記憶合金中添加Si可降低磁轉變溫度（Neel溫度）并促進FCC→HCP馬氏體轉變。然而，類金屬添加對多主要金屬高熵合金和多邊環境協定的影響尚未完全揭示。最近研究了Si添加對CoCrNi MEA力學行為的影響，但結果是矛盾的。另一方面，Si加成調整了CoFeMnNi和CoCrFeMnNi HEA的相平衡，并略微提高了CoCrFeMnNi HEA的拉伸強度。

如前所述，TRIP對拉伸延性的有益作用被廣泛報道，但它也提出了一個問題：TRIP將如何影響MMS的斷裂韌性？由于MMS中奧氏體的體積分數可高達70%，由此產生的TRIP現象可能非常強烈，但其對MMS斷裂行為的影響很少見報道。在這方面，人們普遍認為TRIP可以增強斷裂韌性，因為它會促進塑性變形，并在裂紋尖端附近引起體積膨脹的壓應力。這些有益的效應通常被稱為TRIP增韌或TRIP誘導的裂紋終止機制，通常與其他有利機制一起使用，以解釋鋼中特殊的疲勞或斷裂性能。然而，對TRIP效應對斷裂韌性的單獨作用的深入研究仍然缺失

香港大學黃明欣教授團隊對此進行了研究，通過IA和RT Q&P路線對MMS進行了處理，以獲得不同的微觀結構和力學性能。研究了拉伸試驗過程中的變形機理，獲得了定量的斷裂韌性，并比較了斷裂性能。這項工作確定了TRIP在MMS中延展性和韌性的雙重作用，可以為設計具有強度，延展性和斷裂韌性良好組合的鋼提供見解。相關研究成果以題為The dual role of TRIP effect on ductility and toughness of a medium Mn steel發表在Acta Materialia上。

鏈接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645422010047

圖1

圖 1. （a）RT Q&P鋼和（b）IA鋼的加工路線。

圖2（a）中奧氏體的帶狀對比度（BC）圖和反極圖（IPF）清楚地顯示了RT Q&P鋼中的馬氏體基體和少量殘余奧氏體。圖2（b）中的高角度環形暗場（HAADF）圖像描繪了馬氏體板條和殘余奧氏體，其中奧氏體處于黑色對比度，并通過藍色圓圈中的選定區域電子衍射（SAED）確認。圖2（c）顯示了（b）中白框中相應的放大TEM圖像。在馬氏體（紅色箭頭）和殘余奧氏體（藍色箭頭）中可以觀察到高密度的位錯。圖2（d）顯示了IA鋼變形前奧氏體的BC和IPF。超細奧氏體和鐵素體晶粒都可以觀察到低局部取向誤差，大多數晶粒等軸，平均晶粒尺寸分別為0.81和0.70μm。圖2（e）和（f）顯示了EDS的HAADF圖像和Mn重量百分比映射，表明奧氏體中的Mn重量百分比遠高于鐵素體。RT Q&P鋼中奧氏體的堆積斷層能量（SFE）計算為21.2 mJ / m2，而IA鋼中的奧氏體的SFE為24.0 mJ / m2.它們都屬于TRIP主導的區域，這與實驗結果非常吻合。詳細的計算過程可以在附錄中找到。

圖2

RT Q&P（a-c）和IA鋼（d-f）的初始微觀結構。（a）奧氏體和BC圖的IPF，（b）HAADF圖像，SAED在藍色圓圈中，區域軸是奧氏體的[011]，（c）RT Q&P鋼，奧氏體和馬氏體的白色矩形內的放大TEM圖像分別用藍色和紅色箭頭表示;（d） 奧氏體的IPF和BC圖，（e）HAADF圖像，（f）IA鋼，奧氏體和鐵素體的（e）中顯示的Mn重量百分比分布分別用藍色和紅色箭頭表示。

圖3（a）中的插圖顯示了DIC在選定的伸長水平下獲得的局部應變，即RT Q&P樣品為3%，RT Q&P樣品為7%，IA樣品為3%，15%。RT Q&P樣品在兩種應變下均有均勻變形。相比之下，均勻變形僅在IA樣品伸長率為15%時發生，并且在拉伸樣品的下部傳播到上部的清晰Lüders帶在3%伸長率下可見。真實的應力-應變曲線和相應的加工硬化速率（WHR）曲線如圖3（b）所示。在獲取WHR數據之前，使用Matlab工具箱“Sgolay”執行平滑過程，因為從原始數據直接計算的WHR曲線波動很大。RT Q&P樣品的WHR最初很高，并持續下降，直到0.1應變。另一方面，IA樣本的WHR曲線顯示了產量平臺期后的兩個不同階段。當應變從 0.05 增加到 0.13 時，WHR 持續上升到 ∼7000 MPa。在后續階段，WHR開始下降，當WHR仍高于真實應力時，樣品斷裂。通過實驗室和同步加速器XRD測量的奧氏體體積分數如圖3（c）所示。對于RT Q&P樣品，初始保留的奧氏體部分為12%，在0.03應變時略微下降至9%。當應變增加到0.07時，奧氏體分數迅速下降到1%以下。對于IA樣品，初始奧氏體部分約為70%，在屈服平臺結束時降至52%。當變形繼續時，奧氏體餾分迅速下降。約10%的奧氏體保持在0.15應變，斷裂后進一步降低到3%。圖3（d）顯示了維氏硬度（HV0.2）拉伸試驗期間的演變。在變形之前，RT Q&P鋼已經具有很高的硬度值（420），斷裂后硬度進一步提高到470。與此形成鮮明對比的是，IA樣品的初始硬度要低得多（309），但在斷裂后迅速提高到483。

圖3

圖3 .IA和RT Q&P鋼的拉伸行為，（a）工程應力 - 應變曲線，DIC結果在插圖中應變，（b）真實應力 - 應變和加工硬化速率曲線，（c）奧氏體部分，（d）拉伸期間的維氏硬度演變。

為了更好地揭示應變分配和變形機制，在拉伸試驗中使用了micro-DIC。圖4（a）和（b）顯示了RT Q&P鋼的初始組織，（c）至（e）是全局應變為3%，7%和10%的局部單軸應變分布。圖4（c）表明，即使在微小的全局變形下，在塊邊界、包邊界和先前的奧氏體晶界（PAGB）處也已經建立了應變定位，如圖4（a）和（c）中的白色虛線所示。應變定位是永久性的，因為局部高應變不會隨著全局應變的增加而減輕，如圖4（d）和（e）所示。DIC在不同全局應變下計算的最大、最小和平均應變如圖4（f）所示。結果表明，平均應變與標稱全局應變吻合較好，證明了micro-DIC結果的可靠性。最小局部應變保持在零附近，表明某些區域變形可以忽略不計，直到10%的全球應變。另一方面，最大局部菌株迅速增加，在10%全球菌株下達到25%。圖4（g）顯示了沿圖4（b）和（e）中白色實線的局部應變分布，它顯示了同一數據包內不同塊的相當大的應變變化。圖4（h）顯示拉伸斷裂面充滿延性凹坑，與其拉伸曲線吻合較好。

圖4

圖4.RT Q&P鋼的Micro-DIC結果，（a）相圖，馬氏體為紅色，奧氏體為藍色，（b）測試前平面法線的IPF圖，（c）至（e）全局應變為3%，7%和10%的局部單軸應變分布，（f）全局應變隨全局應變的演變，（g）沿（e）中的白色實線的應變定位， （h） 斷裂面。（a） 至 （e） 的圖例和比例尺顯示在左下角。

圖5

圖5 IA鋼的Micro-DIC結果，（a）相圖，鐵素體為紅色，奧氏體為藍色，（b）測試前平面法線的IPF圖，（c）至（e）全局應變為7%，15%和23%的局部單軸應變分布，（e）的插圖顯示了相邊界處的微裂紋萌生，（f）十個最和十個最小變形晶粒的局部應變， （g）應變沿（e）、（h）斷裂面中的白色實線定位。（a） 至 （e） 的圖例和比例尺顯示在左下角。

圖6

圖6.IA和RT Q&P鋼的力學性能，（a）來自每種鋼的兩個代表性樣品的斷裂韌性數據，（b）拉伸和斷裂性能比較的示意圖。

圖7

圖7 不同放大倍率下的IA和RT Q&P C（T）樣品的斷裂表面，（a）和（b）是RT Q&P樣品，（c）和（d）是IA樣品。

圖8

圖8 .IA和RT Q&P鋼的裂紋增長行為，（a）IPF，（b）RT Q&P C（T）樣品的相圖，（c）IPF和（d）IA C（T）樣品的相圖。（a）中的白色虛線代表PAGB，（c）插圖中的白色虛線代表裂縫增長路徑。圖例和比例尺位于右下角。

在本工作中，通過IA和RT Q&P路線處理了MMS，并測試和比較了它們的拉伸和斷裂性能。根據實驗觀察，可以得出：IA鋼由再結晶的超細晶粒鐵素體和奧氏體組成，屈服應力相對較低。然而，由于大量的TRIP效應，其加工硬化率和均勻伸長率相當可觀。相比之下，RT Q&P鋼具有更高的屈服應力，因為它的馬氏體基體具有致密的位錯。其加工硬化率單調降低，導致均勻伸長率降低。拉伸測試期間的高分辨率micro-DIC結果表明，兩種鋼都發生了應變定位。對于RT Q&P鋼，較高的應變位于PAGB，包和塊邊界。在IA鋼中，應變主要集中在奧氏體區域，這種優先應變分配導致豐富而快速的馬氏體轉變。與RT Q&P鋼相比，IA鋼盡管屈服應力較低，但裂紋萌生韌性出人意料地差。RT Q&P鋼中的裂紋可以以延展性方式擴展，并涉及顯著的塑性變形。另一方面，由于大量新鮮馬氏體和晶粒間應變梯度顯著，馬氏體開裂和晶間脫落在IA鋼斷裂過程中占主導地位。對于IA鋼，更多的TRIP效應顯著提高了加工硬化率和拉伸延展性。然而，考慮到其低屈服應力，它也會導致過早斷裂和裂紋萌生韌性不足，盡管其裂紋擴展韌性相當高。相比之下，TRIP效應較弱的RT Q&P鋼在屈服應力和裂紋萌生韌性方面具有更好的協同作用。IA鋼和RT Q&P鋼之間的比較表明，強烈的TRIP效應有利于拉伸強度和均勻伸長率，但對裂紋起始斷裂韌性有害。