导读：高Mn奥氏体钢通常通过TWIP(孪生诱导塑性)机制变形，由于Mn含量高，成本高，还存在其他技术问题(如热浸镀锌、焊接等)。而Mn含量的降低会导致变形机制由TWIP向TRIP(转化诱导塑性)转变，通常会引起准解理脆性断裂。本文报道了一种近中Mn奥氏体钢通过大量共格无序粒子的纳米沉淀，成功细化到0.9±0.4 μm的晶粒尺寸，导致了6.4-7.9 mJ m- 2的显著层错能增加，从而实现了变形机制从TRIP向多种变形机制的转变，即层错、位错滑移、纳米孪晶和-马氏体相变。基于晶粒、孪晶和马氏体的协同细化效应和变形机制的转变，本文研制了Mn含量为15 wt.%的近中Mn超细晶粒奥氏体钢，该钢具有高抗拉强度(1210±19 MPa)和大伸长率(72±6%)的独特组合。这些研究结果为解决高Mn奥氏体钢Mn含量与力学性能之间的平衡问题提供了一条新的途径，为高Mn奥氏体钢的广泛应用提供了可能。

结构合金的力学性能和成本一直是其应用的主要问题。目前，人们对开发下一代高强度、大伸长率和低成本的金属材料非常感兴趣，这些材料可以在不影响安全水平的情况下减轻汽车和其他运输部门的重量。高Mn (20-30 wt.%，重量百分比)奥氏体钢由于其优异的成形性、淬固性和高强度的独特结合，是多种运输应用中很有前途的结构材料，但在生产和使用过程中，高Mn含量导致的高成本和其他技术问题(如热浸镀锌、焊接等)阻碍了其实际应用。

虽因此，降低Mn含量对高Mn奥氏体钢的广泛应用至关重要。然而，Mn含量的大幅度降低不可避免地改变了高Mn奥氏体钢的主要变形机制和力学性能。对于面心立方(FCC)金属和合金，其变形机制和力学性能在很大程度上取决于其层错能(SFEs)。例如，当SFE在15-45 mJ m-2范围内时，主要的变形机制是孪生。当SFE降低到15 mJ m-2以下时，变形机制转变为应力/应变诱导固相相变，即ε或α′马氏体相变。据报道，SFE与Mn含量之间不是线性关系。对于Mn浓度较低的二元Fe-Mn合金，Mn含量的增加降低了SFE，在Mn含量为10-16%(原子百分比)时达到最低。然而，当Mn含量在16at%和33 at%之间时， SFE随Mn单调增加。为了实现以孪生为主要变形机制的完全奥氏体组织，Mn含量通常在20 ~ 30 wt.%之间，因为Mn含量的急剧降低不可避免地导致SFE降低，变形机制由TWIP向TRIP过渡，通常由于粗ε-马氏体板的形成，破坏模式由韧性断裂转变为准解理脆性断裂。断裂模式的转变是由ε-马氏体板与ε-马氏体板的交点处优先萌生裂纹引起的，裂纹沿ε板的{10-10}或{0001}平面快速扩展。

除了Mn含量外，另一个影响SFE的因素是奥氏体晶粒尺寸。Lee等报道，对于Fe-17Mn合金(wt.%)，当晶粒尺寸从51.7减小到0.7 μm时，SFE从10.8增加到23.4 mJ m-2。随着奥氏体晶粒尺寸的增大，Fe-18Mn-0.6C-3Si钢的SFE指数减小，直到晶粒尺寸为~ 70 μm时达到其固有的SFE值。因此，晶粒细化是提高奥氏体TRIP钢SFE并保留TWIP机制的可行途径。

在此，北京科技大学毛新平院士团队和吕昭平课题组联合通过引入高密度共格无序的纳米沉淀物，这些沉淀物在再结晶发生时及时形成，稳定高Mn TWIP钢的再结晶晶粒。此外，高度分散的共格无序纳米沉淀还降低了纳米孪晶的宽度和间距，引起了较高的加工硬化率和较大的均匀伸长率。随着大量相干无序富Cu纳米沉淀的形成，晶粒尺寸成功细化到0.9 - 0.4 μm，层错能增加，变形机制由TRIP向多重变形机制转变。更重要的是，相干纳米沉淀有效地将马氏体和纳米孪晶分别从20-500 nm和10-50 nm细化到几个原子柱和1-15 nm，该钢具有高抗拉强度(1210±19 MPa)和大伸长率(72±6%)的独特组合。这些研究结果为解决高Mn奥氏体钢Mn含量与力学性能之间的平衡问题提供了一条新的途径，为高Mn奥氏体钢的广泛应用提供了可能。相关研究成果以题“Enhancing strength and ductility in a near medium Mn austenitic steel via multiple deformation mechanisms through nanoprecipitation”发表在材料顶刊Acta Materialia上。

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645422009156

图1a中的EBSD图显示，在720℃退火5 min后，0 Cu合金呈现完全再结晶的单一FCC组织，晶粒尺寸为2.6 ±0.6μm，而3 Cu合金的晶粒尺寸减小到0.9±0.4μm(图1b)，与我们之前添加3wt%Cu时的工作一致。UFG奥氏体钢可通过简单的轧制和退火工艺制备。由图1c可知，退火后3 Cu的晶粒分布在0.3-3.8μm范围内。

图1 0 Cu和3 Cu在720℃退火5 min后的显微组织(a)和(b)分别为0 Cu和3 Cu的EBSD反极图(IPF)图。RD和ND分别表示轧向和法向。(c)退火后3 Cu的晶粒尺寸分布。

图2 在720℃退火5分钟的3 Cu的显微组织。(a)沿[110]FCC区轴拍摄的ADF-STEM显微图和相应的SAED图(内图)。(b)分别为3 Cu的ADF-STEM显微图和相应的STEM EDS-SI Cu图。(c)沿着3 Cu的110>FCC的ADF-STEM图像。

图3 在720℃退火5 min的3 Cu的APT表征。(a)退火3 Cu的APT重建突出了Cu和富Cu纳米沉淀的分布。纳米沉淀被定义为含有超过20at%.Cu的区域。(b)直方图显示直径为5 nm的纳米沉淀物的典型成分变化。(c) (b)中框区对应的特写图像。误差条为均值的标准差。

图4 0 Cu和3 Cu在720℃ 5 min退火后的力学性能(a)室温工程拉伸应力-应变曲线。(b)相应的加工硬化速率曲线。

图5 0 Cu和3 Cu退火应变至5%应变时的变形组织。(a)和(b)分别显示5%应变下0 Cu和3 Cu形变组织的亮场TEM显微图。插图分别是它们对应的SAED图和原子分辨率TEM显微图。

图6 变形组织3 Cu应变至23%。(a)和(b) 23%应变下3Cu的亮场TEM和亮场STEM显微照片。插图是它们对应的SAED图案和原子分辨率TEM显微照片。绿色、蓝色和黄色箭头分别强调了纳米孪晶、纳米孪晶和位错的分布。

图7 变形组织0 Cu应变至55%。(a)和(b) 0 Cu 55%应变的暗场TEM显微图，分别显示ε马氏体和纳米孪晶的分布。(a)中插入的是相应的SAED模式。

图8 变形组织3 Cu应变至72%。(a)和(b)断裂3 Cu的亮场STEM显微照片和相应的ADF-STEM显微照片。插图分别为其对应的SAED图样、STEM EDS-SI Cu map和高分辨率TEM图像。Cu图上的白色虚线对应于(a)中白盒标记区域的纳米孪晶边界。(c)断裂3 Cu的原子分辨率TEM显微图。

图9 SFE随高Mn奥氏体钢晶粒尺寸增加的变化。

图10 d0.5随0 Cu、3 Cu和Fe-22Mn-0.6C-4Cu流动应力的演变。

综上所述，利用晶粒细化对SFE的影响，0 Cu的TRIP变形机制成功转化为顺序激活的多种变形机制(即SFs、纳米孪晶和马氏体相变)。SFE对形变机制和孪晶/ε马氏体相变/SF效率起着决定性的作用，主要受晶粒尺寸和合金成分的影响。此外，由于沉淀硬化效应，高度分散的富Cu纳米沉淀需要额外的应力来持续增厚现有的纳米孪晶，这为未孪晶区域形成新的纳米孪晶/ε马氏体创造了机会，使3 Cu中的纳米孪晶和ε马氏体分布更细、更致密，从而有助于不断提高加工硬化率和较大的延伸率。此研究结果不仅为提高低Mn奥氏体TRIP钢的综合力学性能提供了有效途径，而且可推广到其他合金体系，如奥氏体不锈钢、高熵合金等。