金属顶刊《Acta》：屈从1350MPa，延伸率30%！造备超高强度钢

导读：本文提出了一种使用亚稳奥氏体作为TRIP效应的第二强化相来设计超高强度钢的计谋。在450℃、0.5h和1h回火后，发觉大量亚稳的富Mn的M12C碳化物和高密度的NiAl型纳米粒子，并通过三维原子探针层析成像(APT)发觉NiAl析出相四周位错/界面处有碳的偏析。M12C碳化物与碳位错/界面之间的竞争按捺了亚稳态M12C碳化物向更稳健碳化物的变化。从M12C碳化物承继而来的亚稳奥氏体表现了Mn和C的强富集(Mn: 18.1 at.%，C: 1.56 at.%)，疏散漫衍(9.8 μm-2)和细尺寸(50-200 nm)。奥氏体联合弥散强化和相变诱导塑性(TRIP)帮助加工硬化，因为这种微观布局，合金得到了优秀的动态力学性能(屈服强度:1350MPa，总延伸率:30%)。

以颗粒硬化为机理，很多高强度质料被开辟用于汽车和航空航天产业的布局应用，以到达轻质和节能的目标。实现较高的颗粒硬化成效的困难在于高体积分数的弥散相具有高联合能和得当的颗粒尺寸(比方，高密度(3.7×1024 m-3)和小尺寸(2.7±0.2纳米)的Ni(Al,Fe)沉淀在马氏体时效钢中。另一个题目是，增添强度通常会导致塑性的降落。在此之前，人们通过设计诸如晶界、共格孪晶界、位错、间隙固溶体、多组分金属间化合物纳米颗粒和亚稳相变诱导塑性(TRIP)效应等要领来降服强度-塑性的均衡困难。TRIP钢以其精良的强度和延展性在汽车零部件中得到了遍及的应用。普通来说，TRIP钢的设计理念会合表现在稳健韧性奥氏体和沉淀硬质纳米颗粒。然而，因为奥氏体自己较软且亚稳，难以将TRIP效应与析出强化相联合。在中锰钢中，通过引入高密度位错和设计超细分层非均质构造，得到了具有精良延展性的超高强度。研究发觉，使用亚稳奥氏体可以有用地强化中锰钢马氏体基体中的第二相。亚稳奥氏体承继了亚稳M12C碳化物，体现出Mn和C的强富集，漫衍较疏散(9.8 μm-2)，粒度较细(50 ~ 200 nm)。通过操纵其身分、形貌和弥散，采纳一种新的两步热处置惩罚要领，既可以实现弥散强化，也可以实现TRIP帮助加工硬化。

在中锰钢中，因为碳化物和珠光体中奥氏体稳健剂的尺寸和Mn含量有限，难以从等温或非等温变化中形成微小、疏散、稳健的奥氏体。富Mn的亚稳碳化物在生长到必然尺寸(<20nm)之前很容易转化为稳定碳化物，珠光体中Mn含量有限(< 12wt .%)。在本研究中，引入高密度的NiAl型纳米颗粒，在回火过程中钉扎位错，通过调整碳再分布使亚稳态M12C碳化物稳定生长。在亚稳M12C碳化物上的奥氏体形核表现出明显的Mn分布梯度，Mn和C强烈富集，分配过程中分布分散，粒度细小。通过结合亚稳奥氏体和碳化物的性质，原本柔软的奥氏体可以在变形过程中作为强化第二相，并结合TRIP效应。因此，0.1 wt.% C中锰钢在高速拉伸(=103 s-1)时表现出较高的强度和延展性，并具有良好的动态力学性能。在高应变速率（=500-1000s-1）条件下，对Q&P钢、DP钢和TRIP钢进行了大量的研究，但对中锰TRIP钢的研究相对较少。

在此，上海交通大学质料激光加工与改性重点试验室的金学军传授团队团结南京产业大学轻量化质料重点试验室、天津重产业研究开辟有限公司及上海大学微布局重点试验室设计了中锰TRIP钢采纳两步回火安排的工艺，得到了精良的动态拉伸性能（屈服强度1350MPa，总延伸率30%），与现有的先辈高强钢相比，动态力学性能具有显着的上风，对中锰钢在汽车产业中的应器具有紧张意义。相干研究结果以题“ Tailoring the metastable reversed austenite from metastable Mn-rich carbides”颁发在金属顶刊Acta Materialia上。

链接：http://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116986

马氏体基体中析出大量疏散的富锰碳化物和高密度NiAl纳米颗粒，富Mn碳化物和NiAl纳米颗粒的均匀尺寸分别为5nm和2nm。富锰碳化物和NiAl纳米颗粒的数目密度分别约为0.40×1024 m−3和2.98×1024m−3。富锰碳化物的锰含量约为27.6 at%，C含量约为8.4 at%，重要由Fe、Mn和C构成。依据富锰碳化物中各元素的原子百分比，可以确定其范例为（Fe，Mn）12C。NiAl纳米颗粒由Ni、Al、Mn构成，其范例可辨认为Ni（Al，Mn）。图1(c)-(e)为450℃回火0.5 h样品的Mn、Ni等浓度外貌及NiAl颗粒化学形貌。位错处锰的偏析征象非常突出，位错处有高密度的NiAl型纳米颗粒。Mn在位错处的偏析非常突出，位错处有高密度的NiAl型纳米颗粒。别的，大量的碳被困在位错和NiAl与马氏体基体的界面处。相界面偏析碳的均匀浓度约为0.65 at%，偏析区的均匀宽度约为2.0nm。NiAl相的碳排挤被NiAl相四周的位错吸附，导致NiAl相与马氏体基体界面产生显着的碳偏析。在Mn为10.5 at.%，Ni为5.0 at.%的等浓度外貌和二维Mn、Ni浓度图如图1(f)和1(g)所示(片厚为10 nm)，显着可见装饰有Mn的位错。

图1 碳再安排。a、b, 450℃回火0.5 h C、10.5 h回火后试样的C、Ni、Al、Mn元素漫衍及等浓度面。c, 在450℃回火0.5 h后，样品在Mn的等浓度外貌为10.5 at.%，Ni时为5.0 at.%。d, 与c中的局部放大图相对应，NiAl与马氏体基体的界面位错处捕捉了大量的碳。e, NiAl析出相对应的线元素漫衍。f，从c处切割出Mn 10.5 at.%和 Ni 5.0 at.%的等浓度面和2D的Mn、Ni浓度图，切片厚度为10nm。g, 从c中截取Mn和Ni的二维浓度图，大量位错被Mn修饰。大量的碳偏析产生在NiAl和马氏体基体之间的界面，大概是由于NiAl相四周的位错汲取了NiAl相中的碳排挤。

图2 回火历程中亚稳M12C碳化物的演化。a, 450℃回火1h试样C、Ni、Al、Mn元素漫衍及等浓度面。b、c, 对应于a中沉淀物（圆柱体1和圆柱体2）的线元素漫衍。

图3 通过调解碳再安排来稳健亚稳态M12C碳化物。a, 在450℃回火1h的样品的10.5 at.% Mn和5.0 at.% Ni的等浓度外貌。NiAl型纳米颗粒的高密度修饰了位错，阐明NiAl的钉扎效应制止了位错的泯没和复兴。b, 对应于a中的局部放大图。c, NiAl析出相对应的线元素漫衍。d，10.5at.%Mn等值面，二维Mn浓度图，切片厚度为10nm。e, a中与第1行相对应的元素的线漫衍。

图4 位错处有大量的NiAl型B2相。a, 450℃回火1 h后样品的TEM BF图像。b, 对应于a地区b的HRTEM图像。c, FFT和FFT逆图对应于b中的地区c, FFT逆图来自(1¯10)反射。c中对应的逆FFT图表现NiAl/马氏体界面周边的边沿位错。

图5 在马氏体基体中析出大量M12C碳化物。a, 450℃回火1 h后试样的TEM BF图像。碳化物的形貌为棒状，均匀尺寸约为26 nm。b, c, TEM DF图像和SAED对应于a。位错处有大量的NiAl-type B2相。d, TEM BF图像对应于a中的d地区。e, Mn, Ni, C, Al对应d的映射像。f, SAED对应d中的面积f。碳化物与马氏体基体间的取向干系为(1¯11)碳化物//(1¯10)马氏体和(011)碳化物//(001)马氏体。

图6 在亚稳态M12C碳化物上的反向奥氏体形核。a，b，c，EBSD BC，在450°C回火1h并在630°C安排0.5h后的相和IPF图像。马氏体变体界限用于盘算界限处的反向奥氏体形核，马氏体变体内部用于计数晶粒中的反向奥氏体形核。

图7 反奥氏体在亚稳M12C碳化物上成核。a, d, 样品在630°C支解0.5 h后的TEM BF和HAADF图像。b, e, 在450°C回火0.5 h和630°C分区0.5 h后样品的TEM BF和HAADF图像。c, f, TEM BF和HAADF图像后，在450℃下回火1小时，在630℃下时效0.5小时。g, h, i, TEM BF，以及在450℃下回火1 h, 630℃下时效0.5 h后样品的映射图像。j, d中线扫描1对应奥氏体中元素的线漫衍。k, f中线扫描2对应奥氏体中元素的线漫衍。

图8 差别回火和安排条件下样品的XRD谱图。使用(200)γ、(220)γ、(311)γ、(200)α和(211)α衍射峰的积分强度盘算了样品中奥氏体的体积分数。

图9 由亚稳M12C碳化物定制亚稳奥氏体。a, 630℃支解0.5 h的APT效果。b, 450℃回火1 h、630℃支解0.5 h的APT效果。

图10 差别回火安排条件下试样在应变速率为ε=103s−1时的工程应力-应变曲线和加工硬化速率曲线:(a)工程应力-应变曲线。(b)加工硬化率曲线。

图11 动态力学性能。a, 差别回火安排条件下试样在应变速率为ε=103s−1时的工程应力-应变曲线及应变映射。b, a对应的加工硬化速率曲线。c, 高应变率拉伸试验中630°c /0.5 h试样的应变漫衍图像。d, 在高应变率拉伸试验中，450°C/1 h+630°C/0.5 h处置惩罚的样品的应变漫衍图像。

图12 比拟回火和分块中锰钢与其他高级高强度钢的动态力学性能(ε=500 ~ 1000s−1)。参考体系为Q&P钢、DP钢、TRIP钢、马氏体钢、铁素体钢和中Mn TRIP钢。

图13 试样在应变速率为ε=103s−1时的断口特性。试样中间的断口根本出现等轴韧窝，是典范的简洁拉伸断裂。630°C/0.5 h处置惩罚后试样边沿周边的断口以剪切韧窝为主，阐明在简洁拉伸载荷作用下产生了剪切活动;而450°C/1 h+630°C/0.5 h处置惩罚后试样边沿周边的断口以等轴韧窝为主。

图14 动态拉伸(ε=103s−1)下亚稳奥氏体的形变机制。a, 拉伸失效后450°C/1 h+630°C/0.5 h处置惩罚的试样断口周边位置的反极图(IPF)与能带比拟度(BC)的联合。通过透射菊池衍射(TKD)对其微观布局举行了表征。b, 对应于a的相位图像。c, Mn对应于a的映射像。对付漫衍在马氏体晶粒中的微小的反奥氏体，一部门已经转化为马氏体，另一部门仍旧稳健。d, e，对应于a的奥氏体和马氏体核均匀错向(KAM)图。f，450°C/1h+630°C/0.5 h处置惩罚后试样断口周边位置的TEM图像。形貌了细反奥氏体的不剪切特性。

图15 静态拉伸(ε=103s−1)下亚稳奥氏体的变形机制。a, b, c, d, BC，静态拉伸后450°c /1 h+630°c /0.5 h处置惩罚试样断口周边奥氏体和马氏体的Phase和KAM图像。用TKD对其微观布局举行了表征。e, f, 450°C/1 h+630°C/0.5 h处置惩罚后试样断口周边位置的TEM图像，可以清晰地看到位错在奥氏体和马氏体的界面处向外弯曲。

图16 在应变速率为ε=103s−1和ε=103s−1时试样拉伸粉碎后，奥氏体中的定量KAM统计量。a, 在动态拉伸后在630℃/ 0.5h和450℃/ 1h + 630℃/ 0.5h处置惩罚的样品的断裂外貌周边的奥氏体中的KAM。b, 奥氏体中的KAM漫衍在静态/动态拉伸后在450°C / 1 h + 630°C / 0.5 h处置惩罚的样品断口周边的马氏体晶粒中。

图17 纳米压痕的位置、EBSD表征和载荷-位移(P-h)曲线。a, 450°C/1 h+630°C/0.5 h处置惩罚后样品中压痕位置的SEM图像。b、c, a, d中b区和c区对应的EBSD图像，a对应的压痕P-h曲线。