導(dǎo)讀：在主要的合金強(qiáng)化機(jī)制中，納米第二相沉淀對于實現(xiàn)超高強(qiáng)度特別有效。本文提出一種基于偏析的可持續(xù)鋼替代策略，該策略不含關(guān)鍵元素，通過第二相納米沉淀使其變得超強(qiáng)。增加過飽和亞穩(wěn)Fe-Mn固溶體中的Mn含量，以觸發(fā)塊體中的成分波動和納米偏析。這些波動作為意外α-Mn相形核的前驅(qū)體，阻止位錯運(yùn)動，從而實現(xiàn)沉淀強(qiáng)化。該鋼種優(yōu)于大多數(shù)常見的商業(yè)合金，且它不含關(guān)鍵元素，使其成為可持續(xù)合金設(shè)計的新平臺。

鋼無處不在，使多種關(guān)鍵技術(shù)得以實現(xiàn)。從劍到蒸汽機(jī)、汽車、橋梁、摩天大樓、風(fēng)力磨坊到我們的平板家具中的螺絲釘，鋼是應(yīng)用最廣泛的結(jié)構(gòu)金屬合金，也是一個密集研發(fā)的領(lǐng)域，每年都會設(shè)計出許多新的變體，有時甚至是納米級以上的變體。冶金學(xué)的最新趨勢是通過高合金化成分調(diào)整來實現(xiàn)新的機(jī)械性能，可持續(xù)發(fā)展和社會責(zé)任的目標(biāo)鼓勵使用精益成分和納米結(jié)構(gòu)調(diào)整。在這種情況下，中錳鋼已經(jīng)成為一種吸引人的高強(qiáng)度合金，它依靠地球上豐富的錳作為主要的合金元素。這些鋼通常是通過馬氏體相變生產(chǎn)的，即將面心立方(FCC)奧氏體(γ)高溫相淬火為過飽和體心立方(BCC)鐵素體(α)相。

在此，德國馬普研究所A. Kwiatkowski da Silva教授團(tuán)隊聯(lián)合中國南方科技大學(xué)等高校設(shè)計了一種成分偏析的Fe18Mn3Ti (wt%)超高強(qiáng)度鋼，易發(fā)生均質(zhì)相分解，由地殼中最豐富的三種過渡金屬組成。該合金組合物被設(shè)計成在450°C左右的預(yù)定時效溫度下不穩(wěn)定，不受成分波動的影響。這些波動是α-Mn納米析出相形核的前驅(qū)體，可以降低基體中位錯的遷移率，從而使馬氏體基體發(fā)生沉淀強(qiáng)化。添加的3 wt.% Ti，使奧氏體在淬火和冷軋過程中轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-馬氏體，防止高比例的殘余奧氏體和ε -馬氏體(具有六邊形晶格結(jié)構(gòu))，并穩(wěn)定第二相α-Mn析出相。這種策略避免了在常規(guī)超高強(qiáng)度馬氏體時效鋼中添加Co和Mo等導(dǎo)致金屬間析出的關(guān)鍵元素。Ni也完全被Mn取代，Mn參與了奧氏體的穩(wěn)定和沉淀的形成。相關(guān)研究成果以題“A sustainable ultra-high strength Fe18Mn3Ti maraging steel through controlled solute segregation and α-Mn nanoprecipitation”發(fā)表在國際頂刊Nature Communications上。

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圖1a為鐵錳二元相圖。隨后，亞穩(wěn)態(tài)富錳馬氏體相退火，觸發(fā)奧氏體形核，在此之前，Mn會在馬氏體內(nèi)部的眾多晶界和位錯處偏析(吸附)。該體系中較強(qiáng)的偏析傾向與Fe的鐵磁性和Mn的反鐵磁性有關(guān)。圖1b顯示了僅使用α相計算的亞穩(wěn)態(tài)Fe-Mn相圖。Fe和Mn的混合物在α1(富鐵，鐵磁性)和α2(富錳，順磁性)兩相中傾向于相分離。由于大多數(shù)Fe-Mn合金相對較稀，整體含量在4 - 12wt .%之間，這種偏析通常發(fā)生在晶界處，最終導(dǎo)致第二相的非均勻形核。

圖1 a. Fe-Mn二元相圖，包括α鐵素體、γ奧氏體、α- mn和β-Mn相。b. BCC相的亞穩(wěn)態(tài)磁混相間隙。c, d. APT重建顯示22 at% Mn等表面和5 at% Ti等表面，揭示了析出相和位錯偏析的細(xì)節(jié)。比例尺:35 nm。e. c所示截面的2D成分圖(at.%)，顯示了基體中Mn成分波動的程度。比例尺為10納米。

最后，盡管許多其他金屬合金最近已被報道表現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能，但它們的廣泛和整體用途往往因其生產(chǎn)和制造的規(guī)模不夠甚至不可能擴(kuò)大而受到阻礙。這些合金可能具有特殊的強(qiáng)度和韌性組合，然而，由于其高昂的成本，主要是由于其高鎳、鈷和耐火元素的含量，它們的應(yīng)用受到嚴(yán)重限制。在圖6a, b中，繪制了不同超高強(qiáng)度鋼及其各自抗拉強(qiáng)度的估計合金化成本和豐富度風(fēng)險水平(ARL)。ARL是根據(jù)地殼的自然豐度估算的(定義見方法)。藍(lán)線所劃定的合金是高鈷馬氏體時效鋼。還加入了兩種高co (FeCoCrNiMn和CoNiCr)多組分材料，稱為高或中熵合金。

圖2 a. APT重建顯示20at% Mn的等表面。b. Mn成分2D圖(at.%)。c. Ti成分2D圖(at.%)。比例尺:100納米。d. 450℃給定退火時間后不同相的分?jǐn)?shù)的演變。e. 450℃時效15 min后的顯微組織。比例尺:200納米。

圖3 Fe18Mn3Ti合金在6℃時效?h@450?°C. a–d. α-Mn A12相（富錳）析出的馬氏體區(qū)域的能量色散X射線光譜。比例尺：100納米。e. BCC基質(zhì)（紅色）和α-Mn A12相（綠色）之間的界面。插圖是相應(yīng)的FFT，顯示立方體對立方體的方向關(guān)系。比例尺：5?納米。f、 g. BCC基質(zhì)和α-Mn A12相的原子分辨率圖像。比例尺：1?納米。

圖 4a顯示了 Fe18Mn3Ti 合金在 3 h@450 °C 時效時的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。屈服應(yīng)力 (YS) 和極限拉伸應(yīng)力 (UTS) 都隨著時效時間的增加而系統(tǒng)地增加，這表明馬氏體基體發(fā)生了沉淀硬化，并且由于回復(fù)奧氏體的體積分?jǐn)?shù)較高，因此加工硬化程度較高。這些結(jié)果表明，馬氏體的硬化通過限制奧氏體的變形來實現(xiàn)更高的 YS，并且更穩(wěn)定的奧氏體的更高比例通過更廣泛的加工硬化實現(xiàn)更高的 UTS。

圖4 a. Fe18Mn3Ti合金在450℃冷軋退火3小時后的拉伸曲線。b. Fe18Mn3Ti合金在450℃冷軋并退火1小時的原位同步XRD分析顯示了拉伸變形過程中馬氏體和奧氏體相晶格應(yīng)變的演變。誤差條表示與測量相關(guān)的精度限制。

由于屈服強(qiáng)度高于 1500 MPa 的超高強(qiáng)度材料通常具有較低的延展性，因此還必須根據(jù)沖擊和斷裂韌性來選擇這些材料。假設(shè)屈服強(qiáng)度值相似，馬氏體時效鋼與傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)超高強(qiáng)度鋼相比具有更高的韌性。因此，我們還使用亞尺寸夏比 V 型缺口 (CVN) 樣品在不同溫度下進(jìn)行了沖擊測試。圖 5a顯示了 Fe18Mn3Ti 合金在不同測試溫度下時效 1 h@450 °C（YS 約為 1600 MPa）的歸一化沖擊功。隨著溫度的降低，該材料的沖擊能量逐漸降低。這種隨溫度降低而在沖擊能量吸收方面沒有突然轉(zhuǎn)變的現(xiàn)象在 FeNi 基馬氏體時效鋼中也是典型的。

圖5 a. Fe18Mn3Ti合金在450℃冷軋和退火1 h時，不同溫度下的沖擊能量(亞尺寸的夏比v形缺口試樣)。數(shù)據(jù)點代表3次測量的平均值和標(biāo)準(zhǔn)差。b. 與其他超高強(qiáng)度鋼牌號相比，F(xiàn)e18Mn3Ti合金的動態(tài)沖擊韌性c, d. 100℃(c)和25℃(d)沖擊試驗后材料斷口面的中心區(qū)域。c:比例尺:10 μm。d:比例尺為40 μm。

圖6 a. 合金成本比較和b. 不同沉淀硬化超高強(qiáng)度鋼的豐度風(fēng)險等級(ARL)。

這些材料的合金化成本估計比最昂貴的含鈷馬氏體時效鋼的合金化成本高出3倍，但性能卻無法與之相比。本文中的的Fe18Mn3Ti合金與低Co等級的含鎳馬氏體時效鋼相比具有相似的抗拉強(qiáng)度，含鎳馬氏體時效鋼中含有高達(dá)4wt .%的金屬間沉淀Mo。這些圖表清楚地顯示了精益合金設(shè)計概念的重要性，例如在此應(yīng)用的新型Fe18Mn3Ti合金。對比表明，在協(xié)調(diào)關(guān)鍵的工程材料特性，如減輕運(yùn)輸重量，使用超高強(qiáng)度材料來減少能源消耗，以及更負(fù)責(zé)地使用合金元素來實現(xiàn)這些材料時，可以實現(xiàn)更可持續(xù)的社會的最高效益。