導讀：本文采用熱軋調質工藝制備了低碳超高強度馬氏體無縫鋼管。根據Cu和NiAl的顯微組織和共析出演化機制評價了復合材料的多種強化機制，并系統地討論了與多尺度顯微組織相關的增韌機制。結果表明:實驗鋼在淬火狀態下的組織由87.8%的板條馬氏體(LM)和12.2%的粒狀貝氏體(GB)組成，而在QT狀態下的組織包括回火馬氏體(TM)、GB和少量的反向奧氏體。QT鋼的TEM形貌顯示富cu、NiAl和Cu-NiAl共析出三種類型的納米顆粒，隨著時效溫度從500℃升高到650℃，納米顆粒明顯變粗，數量密度急劇下降。納米粒子共析出演化機制表明，高密度的小尺寸BCC-Cu和B2-NiAl粒子對強化增量最有利。實驗鋼在500℃時效時的極限屈服強度為1332.5 MPa，這是由于高析出強化651.2 MPa(剪切強化和Orowan強化的綜合疊加)和位錯強化454.8 MPa所致。實驗鋼具有明顯的低溫增韌，隨著時效溫度從500℃升高到650℃，-40℃時的沖擊能從5J增加到237 J。優異的低溫韌性是由于位錯密度的降低、剪切機制的弱化和少量反向奧氏體的轉變提高了裂紋成核能，HAGB數量分數的增加和顯著的塑性變形提高了裂紋擴展能。

多相納米析出強化低碳超高強度鋼(UHSS)具有屈服強度高、可焊性好、韌性好的綜合力學性能，滿足工程應用對減輕重量和提高安全性的要求。這種鋼提供了打破“逆強度-韌性關系”障礙的潛力，預計在汽車，航空航天，發電，造船和工程機械行業具有理想的應用。低碳鋼最有效的強化方法是均勻析出納米顆粒以阻礙位錯運動，強化的增量高度依賴于納米顆粒的顯微組織、尺寸、數量密度和空間分布。一些研究已經證實富cu沉淀和NiAl納米顆粒是有效的強化相。此外，研究人員認為，納米碳化物也是提高超高壓ss強度的關鍵相。這些納米顆粒可以獨立沉淀和其他析出物，這取決于超高強度低碳鋼的合金元素和熱處理工藝。析出機理對強度影響較大，為獲得優異的力學性能，設計超高壓鋼有必要明確析出機理。

對含Cu鋼進行了多年的研究，研究人員普遍認為富Cu析出物的結構演化與時效初期bcc-Cu從bcc鐵素體基體中優先析出相一致，然后bcc-Cu析出物通過位移機制轉變為亞穩的9R-Cu析出物，最后隨著Cu析出物進一步粗化轉變為穩定的fcc-Cu析出物研究表明，含1.29Cu (wt%)的HSLA-115鋼在峰值時效下的屈服強度從850 MPa提高到980 MPa, Han et al. 研究的2.12Cu鋼的屈服強度提高了220 MPa，這證實了獨立Cu析出物在峰值時效時的強化增量有限。對于Ni(Al, Mn)型納米顆粒，研究表明b2 - nial型納米顆粒優先析出，在析出生長后期轉變為l2 - ni2almn型納米顆粒， b2 - nial型納米顆粒尺寸更小、數字密度更高，強化效果更強。Jiao等人的研究證實，Ni(Al, Mn)型納米顆粒的峰值強化增量達到595 MPa。多相納米顆粒的共析出行為表現出更為復雜的結構，其結構演變與基體微觀組織類型、合金元素含量和熱處理工藝密切相關。

Kapoor et al.報道了一種3Cu4Ni1.5Al低碳鐵素體鋼，表明bcc-Cu在過飽和固溶體中優先成核，Ni和al在Cu顆粒與基體的界面處偏析，形成bcc-Cu核- b2 - nial殼結構。隨著時效的深入，bcc-Cu轉變為9R或fcc組織，基于這種析出機制的低碳鐵素體鋼在峰時效時的屈服強度可達1600 MPa。而Jiao et al. 報道的1.5Cu5Ni2Al低碳馬氏體鋼表明，NiAl顆粒從過飽和固溶體中優先析出，Cu溶質被排斥到NiAl顆粒界面形成NiAl核-Cu殼結構，通過共析出機制，最終抗拉強度達到1.9 GPa。以上研究結果由原子探針斷層掃描(APT)揭示，事實上，對高Cu/Ni比低碳馬氏體鋼共析出組織演變的研究很少，有必要進一步利用高分辨率透射電鏡對多相納米顆粒的共析出組織轉變進行深入研究，這對超高強度鋼的設計具有重要意義。

此外，超高強度鋼很難平衡低溫沖擊韌性和高強度。對于傳統的超高強度馬氏體鋼，高碳含量有助于提高強度，但會導致回火脆性和夾雜物，導致低溫沖擊韌性低。低碳共析出超高壓鋼有望通過控制微觀組織實現強度與韌性的結合。Zhao等通過控制軋制工藝獲得了屈服強度為890 MPa、沖擊能為213 J的低碳共析出超高壓鋼。近年來，引入穩定的納米奧氏體，通過相變誘導塑性(TRIP)提高低溫沖擊韌性已成為研究熱點。Li等人通過調質-配分-回火工藝控制奧氏體還原和納米析出，獲得了屈服強度為921 MPa、室溫沖擊韌性為130.7 J的低碳共析出超高壓鋼。

根據上述理論，考慮到低碳共析出uhsss優異的強化增韌效果，有望利用共析出強化機理設計出新型超高強度無縫管鋼(UHSSTS)。先前的研究表明，板條馬氏體具有較高的位錯密度，可以促進納米顆粒的析出動力學和二次相強化，是理想的共析出強化基體。超高強度鋼的強化效果高度依賴于納米顆粒的數量和尺寸，這對于以馬氏體為基體，添加Cu、NiAl和納米碳化物的共析出強化UHSSTS合金設計是可行的。傳統的超高壓鋼是通過熱機械控制加工(TMCP)或冷軋工藝加工的，而UHSSTS采用旋轉沖孔和熱擠壓軋制加工，其變形量較大，導致基體微觀組織狀態存在差異。實際上，共析出強化在無縫鋼管領域應用較少。為了獲得優異的綜合力學性能，明確多相納米顆粒、微觀結構與力學性能之間的關系至關重要。

在本研究中，天津大學材料科學與工程學院李成寧等人設計了一種多相納米顆粒共沉淀法強化高Cu/Ni比的低碳UHSSTS。為了彌補由于碳含量降低而造成的強度損失，引入了Cu和NiAl納米顆粒作為主要強化相。此外，采用相同Mises等效變形的熱軋過程模擬了UHSSTS的軋制過程，大大降低了成本，簡化了制造過程。此外，重點研究了多相納米顆粒的析出機理，并基于多相納米顆粒的特點和微觀結構，系統分析了多相納米顆粒的強化增韌機理，為高性能無縫管鋼的研發提供了新的技術思路和理論依據。

相關研究成果以題為The co-precipitation evolution of NiAl and Cu nanoparticles and its influence on strengthening and toughening mechanisms in low-carbon ultra-high strength martensite seamless tube steel發表在International Journal of Plasticity期刊上

鏈接：https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2023.103654

圖1. 試驗鋼的重力焊性評價圖及CCT曲線。(a)重力焊性評價圖;(b) JMatPro®數據庫計算的CCT曲線。

設計的UHSSTS在不同狀態下的硬度如圖2a所示。所設計的試驗鋼淬火后硬度為343 HV。隨后，在500℃時效處理60 min后，被試鋼的硬度顯著提高，達到峰值421 HV，證實了顯著的沉淀硬化效果。試驗鋼的硬度在550℃時效后保持在峰值，隨著時效溫度升高至600℃，硬度顯著下降至348 HV。直至時效溫度達到650℃，硬度降至最低306hv。硬度的演變表明，在500 ~ 550℃的時效峰值溫度下，大量納米顆粒的析出導致了時效硬化，當時效溫度超過峰值溫度時，硬化效果明顯下降。

圖 2.(a)設計的超高強度無縫鋼管在500-650℃時效處理60 min及淬火狀態下的硬度。(b)不同狀態下實驗鋼拉伸試樣的平均屈服強度和抗拉強度。

圖3為QT鋼在-40℃淬火狀態下的沖擊載荷和能量隨位移的曲線。所有試樣均呈現典型的裂紋萌生-擴展斷裂模式，經歷了從彈性變形到一般屈服、峰值荷載萌生裂紋、裂紋持續擴展到斷裂的幾個階段。通常，峰值荷載之前的區域可視為裂紋起裂能，包括彈性變形和屈服階段，而從峰值荷載到斷裂的區域可視為裂紋擴展能。

圖3. 在-40℃下，不同熱處理試樣具有代表性的沖擊載荷和能量隨位移的變化曲線。(a)淬火狀態，(b) QT500鋼，(c) QT550鋼，(d) QT600鋼，(e) QT650鋼，(f)三個試樣對應的平均沖擊能。

圖4為-40℃沖擊試樣斷口上穩定和不穩定裂紋擴展區的SEM形貌。淬火狀態(圖4a1)的斷裂形貌表現為典型的韌性斷裂模式。穩定裂紋擴展區(圖4a2)有相當數量的大小韌窩，不穩定裂紋擴展區(圖4a3)有相當數量的大韌窩，表明淬火鋼的抗裂性較強。從圖4b可以看出，QT550鋼斷口為典型的解理斷口。從圖4b2和4b3中可以看出，在穩定和不穩定裂紋擴展區觀察到大量解理河紋和次生裂紋，河紋表面存在大量雜質。這些雜質作為解理成核位點，在沖擊過程中首先脫離基體，形成微解理裂紋，從而降低了沖擊韌性。QT550鋼的斷口形貌與QT500鋼相似，為典型的解理斷裂模式，如圖4c所示。QT600鋼的斷口形貌(圖4d)表現出典型的韌脆結合特征，存在大量小韌窩和大量解理。在穩定裂紋擴展區觀察到明顯的小韌窩和解理面，并且少量雜質位于解理面表面，而不穩定裂紋擴展區是典型的解理斷裂特征。這種混合斷裂模式表明了沖擊韌性的顯著提高。從圖4e可以看出，QT650鋼的斷裂形貌為典型的韌性斷裂模式。從圖4e2和4e3可以看出，在穩定裂紋擴展區和不穩定裂紋擴展區均存在相當數量的大韌窩和小韌窩。此外，在不穩定裂紋擴展區大韌窩的中心也觀察到雜質的存在。這種完整的韌窩形態表明令人滿意的沖擊韌性。如以往研究結果所示，提高熱處理試樣的時效溫度可以緩解脆性斷裂的傾向，使斷裂機制由解理斷裂向韌性斷裂轉變，有利于提高UHSSTS的低溫沖擊韌性。

圖4. (a)淬火鋼、(b) QT500鋼、(C) QT550鋼、(d) QT600鋼和(e) QT650鋼在-40℃時沖擊斷口的典型SEM顯微圖。

圖5.實驗鋼在淬火狀態下的組織特征。(a) OM、(b) SEM、(c)疊加晶界取向圖(黑線為15 ~ 180°的高角度晶界，藍線為2 ~ 15°的低角度晶界)和(d)相圖為典型板條馬氏體和粒狀貝氏體特征。(e)晶粒尺寸分布;(f)根據EBSD結果計算的取向偏差角。

圖6. (a、b) QT500鋼、(c、d) QT550鋼、(e、f) QT600鋼和(g、h) QT650鋼不同熱處理條件下典型的OM (a、c、e、g)和SEM (b、d、f、h)組織特征。

圖8.晶體取向的概要文件(a1, b1, c1和d1)階段地圖(a2、b2, c2和d2),圖像質量地圖(a3, b3, c3和d3)疊加的晶界(黑色線表示15 - 180°傾角晶界和藍線顯示低角度晶界的男童°)和統計分布的錯位角(a4, b4, c4和d4)獲得的EBSD QT500鋼(a)、QT550鋼鐵(b), QT600鋼鐵(c)和QT650鋼鐵(d),分別。

圖9.試驗鋼在不同時效溫度下的TEM顯微圖。(a) QT500鋼，(b) QT550鋼，(c) QT600鋼，(d) QT650鋼。

圖10. (a、b) QT500鋼、(c、d) QT550鋼、(e、f) QT600鋼和(g、h) QT650鋼樣品的析出相TEM暗場顯微圖及析出相尺寸分布。

本研究根據不同調質工藝后的組織和共析出演變特征，系統研究了低碳馬氏體UHSSTS的力學性能。系統評價了多種強化機制，包括固溶強化、位錯強化、剪切強化和Orowan強化。從微觀組織和微裂紋擴展路徑出發，詳細討論了增韌機理。主要結論總結如下:實驗鋼在淬火狀態下的組織由LM和GB組成，而在500℃-650℃時效后的組織包括TM、GB和少量反奧氏體。隨著時效溫度的升高，HAGB的數目分數從26.0%增加到38.4%，位錯密度從3.4?×?1015 m−2降低到1.6?×?1015 m−2，納米顆粒尺寸明顯粗化，數目密度急劇下降。HRTEM的析出演化機制顯示富cu、NiAl和CuNiAl共析出三種類型的納米顆粒，NiAl納米顆粒通過合并機制以b2有序結構長大，富cu納米顆粒發生“BCC-Cu→9R-Cu→FCC-Cu”的轉變。而NiAl與Cu共析出顆粒則發生“9R核- b2殼→9R-Cu?+?B2-NiAl?→?FCC-Cu?+?B2-NiAl”的轉變。實驗鋼在500℃時效60 min，最大屈服強度為1332.5 MPa，時效溫度升高至650℃，由于析出強化和位錯強化明顯減弱，屈服強度下降至857 MPa。析出強化的減弱是由于納米顆粒尺寸明顯增大，數量密度明顯減小，剪切強化和Orowan強化同時減弱所致。試驗鋼在-40℃時的沖擊吸收能為5 J，峰值時效為500℃。隨著時效溫度的升高，沖擊能顯著增加，在600℃時效后達到31 J，在650℃過時效后達到最大低溫韌性237 J。沖擊試樣的斷口形貌證實了斷裂模式由峰值時效時的全劈裂脆性斷裂向過時效時的典型韌窩狀韌性斷裂轉變。裂紋擴展路徑表明，板條馬氏體HAGB比GB多，能有效地阻礙微裂紋擴展。過時效下，晶界位錯密度的降低削弱了晶界雜質的開裂傾向，剪切強化的減弱導致納米顆粒剪切開裂的抑制，從而提高了裂紋起裂能。將HAGB的數量分數提高到38.4%有助于阻礙和偏轉微裂紋，顯著的塑性變形消耗了裂紋擴展能，從而提高了相應的裂紋擴展能。