特別說明：本文由學研匯技術中心原創撰寫，旨在分享相關科研知識。因學識有限，難免有所疏漏和錯誤，請讀者批判性閱讀，也懇請大方之家批評指正。大塊金屬材料具有高強度和延展性，但化學成分精簡和可持續，是輕量化和安全運輸、建筑和基礎設施所必需的。而在大多數金屬材料中，強度的增加是以犧牲延展性為代價的，表現出強度-延展性的權衡，這限制了高強度合金的加工性和損傷容限，而這是加工和應用所必需的特性。馬氏體時效鋼是一種典型的超高強度合金，其強度達到2 GPa。馬氏體時效鋼的強度來自馬氏體基體和納米尺寸的細金屬間相，這些金屬間相與相鄰晶格的晶格失配很小，可以在不犧牲延展性的情況下增強合金。亞穩奧氏體可以引入馬氏體基體，利用相變誘導塑性(TRIP)效應同步強化和延展性這種高強度鋼。這些方法的缺點是使用昂貴的和戰略上有限的合金元素（如Co, Ni, Mo或Ti），妥協了這些合金的可持續性，使延展性的增加仍然有限。最近，在變形和分塊(D&P)鋼中，高密度馬氏體位錯已被證明可以有效地通過位錯林硬化提高屈服強度，并通過移動位錯的滑動提高延展性。奧氏體內部的化學不連續作為中錳鋼的化學邊界，可以有效地提高強度和延展性，甚至提高鋼的抗氫脆性。化學邊界的引入產生了可變奧氏體穩定性的亞微米區域，迫使馬氏體轉變為極細的馬氏體-奧氏體微觀結構，并增強了TRIP效應。采用這種位錯和基于化學邊界的工程策略，可以生產出均勻伸長率高于15%的鋼材，抗拉強度水平可達2 GPa。但是這些鋼顯示廣泛的Lüders帶或Portevin-Le Chatelier帶導致不希望的變形不均勻性。此外，制造這些鋼材所需的加工步驟相當復雜，導致其生產效率低下且成本高昂。因此，尋求延展性、可持續和具有成本效益的2-GPa鋼是一個未解決的問題。馬氏體是所有超高強度鋼的主要組織成分，通常以無序的方式拓撲排列，也就是說，不遵循任何拓撲設計或形狀標準(圖1A)。間隙碳的過飽和導致其分層組織和四方變形，使其具有較高的強度，但也易脆性。然而，馬氏體的拓撲有序排列有助于將脆性轉化為延性(圖1B)。基于此，東北大學袁國教授，李琳琳教授、王國棟院士和德國馬普所Dierk Raabe教授聯合研究開發了一種簡單高效的鍛造路線以實現成分平淡的中錳鋼的這些拓撲特征。材料的層次結構包括組織良好的馬氏體結構和在細化的棱鏡形母奧氏體中形成的亞穩奧氏體(圖1C)。實現了納米結構鋼的抗拉強度值為2.0-2.4 GPa，均勻伸長率為18-25%，總伸長率為24-30%。論文以《Ductile 2-GPa steels with hierarchical substructure》題發表在Science上。
研究結論
研究設計了一種成分為Fe-7.4Mn-0.34C-1Si-0.2V wt %的微合金化中錳鋼（合金A）。鑄態立方在650~800°C下沿兩個垂直方向進行多次橫向鍛造，形成柱狀母奧氏體組織(圖1D)。風冷后大部分奧氏體轉變為馬氏體，保留了38.2%體積分數的短帶狀奧氏體，形成分層結構(圖1E-F)。液氮處理將殘余奧氏體進一步轉變為馬氏體后在300°C下回火處理以提高奧氏體的穩定性。最終塊狀殘余奧氏體均勻分布在馬氏體基體中，尺寸細，約為~0.61±0.37 μm(圖1G)。平均子塊尺寸為~0.62±0.49 μm的馬氏體在每個細長區域形成了分層的子結構，繼承了原始棒狀母奧氏體的方向性特征(圖1H)。馬氏體表現出兩個主要形貌特征（圖1I）。在I型馬氏體中，板條主要平行于LD排列，而在II型馬氏體中，大多數板條與LD呈一定角度傾斜(40~50°)。
圖 1：Fe-7.4Mn-0.34C-1Si-0.2V鋼的組織演變TEM表征顯示在低溫處理和回火后的鍛鋼中，板條馬氏體占優勢。馬氏體的特征排列(圖2A-B)與SEM結果一致(圖1I)。I型馬氏體和II型馬氏體的板條平均厚度分別為126±27 nm和120±32 nm。每種類型的馬氏體在一個包中發展，形成如圖1C所示的層次有序結構。在馬氏體基體中，殘余奧氏體主要以薄膜和小塊形式存在。塊狀奧氏體主要分布在亞微米尺寸為~300 nm的塊狀或包狀邊界(圖2C)，而薄膜狀奧氏體均勻分布在平均厚度為27±13 nm的馬氏體板條之間(圖2D)。透射電鏡和原子探針斷層掃描(APT)鑒定，分散的納米沉淀物為~5納米大小的VC(碳化釩)(圖2E-F)。APT結果還表明，一些富碳區域對應于殘余奧氏體(圖2E-G)，碳濃度從2 wt %到5 wt %。
圖 2：Fe-7.4Mn-0.34C-1Si-0.2V的微結構Fe-7.4Mn-0.34C-1Si-0.2V鋼具有良好的拉伸性能，其屈服強度為1822±35 MPa，抗拉強度為2200±20 MPa，均勻伸長率為18.0±0.3%(圖3A)，顯著優于傳統熱軋材料。鍛造鋼較高的屈服強度主要來自更高的位錯密度和更多高度分散的納米沉淀。這兩個重要的特點都是鍛造工藝的結果。特別是深冷處理細化了微觀組織，產生了廣泛的馬氏體轉變，回火導致碳分配，這都有效地提高了鍛造樣品的屈服強度。當添加更多的碳和釩(合金B)時，也形成了具有組織良好的馬氏體的類似層次結構(圖2)。合金B顯示出誘人的機械性能(圖3A)，顯示出根據所提出的加工路線，考慮到成分調整，進一步提高機械性能的潛力。我們將合金A和B的拉伸性能與其他先進超高強度鋼進行了比較(圖3B)，均表現出更好的強度-塑性協同效應，大于現有的2-GPa鋼。
鍛鋼的力學性能，特別是優良的延性，來自于協同作用的變形機制。相圖(圖4A-B)和XRD(圖4C)表明殘余奧氏體在應變后逐漸轉變為馬氏體，在拉伸應變(ε)為18.3%時，轉變體積分數達到91%。在形變早期到中期，塊狀殘余奧氏體控制了TRIP效應，在ε≈8%時幾乎完全轉變。隨著持續拉伸，薄膜狀薄殘余奧氏體層也開始轉變，甚至進一步降低了剩余亞穩奧氏體的體積分數(圖4C)。組織良好的分層結構馬氏體為鍛造樣品提供了相當大的延展性。I型馬氏體和II型馬氏體的力學響應不同，強烈依賴于板條幾何和晶體取向。圖4D-E分別顯示了II型馬氏體和I型馬氏體的最大施密德因子和主要滑移體系。因此，應變局部化區平行于條內滑移的II型馬氏體板條界面，傾斜于條外滑移的I型馬氏體板條界面(圖4G)。大量位錯以長平均自由路徑平行滑動到板條界面，從而增加了這種II型馬氏體的延展性。總的來說，I型馬氏體對強度的貢獻更大，而II型馬氏體對延展性的貢獻更大，使鍛造鋼成為一種馬氏體-馬氏體復合材料(I型和II型)，但I型和II型馬氏體之間具有良好的應變兼容性(圖2)。II型馬氏體體積分數較高(> 60%)是，逐漸的TRIP效應以及層狀馬氏體排列可以有效緩解包與晶粒邊界處的應力集中。相比之下，應變傾向于定位于某些有利取向的板條邊界，導致熱軋基準材料的早期斷裂(圖2)。在最終變形階段(ε = 18.3%)，大量位錯的多次滑移使兩種馬氏體難以區分，位錯胞結構發育良好(圖4L)，證明馬氏體中位錯滑移延長了塑性變形。
圖 4：Fe-7.4Mn-0.34C-1Si-0.2V鋼的變形組織
結語
研究提供了一種將中等亞穩奧氏體-馬氏體結構調整為雙對齊形態，在中錳鋼中實現有吸引力的延展性和超高強度拓撲結構設計方法。除了逐漸的TRIP效應外，鍛鋼的微觀組織還通過構建大體積分數的延性馬氏體來利用體塑性和界面塑性，這大大提高了材料的整體延性。通過簡單的、降低成本和減少排放的熱處理獲得的優異的拉伸性能，與現有的工業工藝兼容，有望用于大規模加工，汽車、航空航天和機械等領域。https://www.science.org/doi/10.1126/science.add7857Yunjie Li et al. Ductile 2-GPa steels with hierarchical substructure.Science 379, 168–173 (2023).DOI：10.1126/science.add7857
