制造用于汽车应用的轻量化结构一直是一项追求，实现这一目标的有效方法是采用先进高强度钢（AHSS）。除了高强度外，断裂韧性对于结构材料也是必不可少的。然而，这两种理想的性能对于大多数结构材料（如钢）来说是相互排斥的，这种固有的冲突是众所周知的强度-韧性权衡。这种矛盾可以通过考虑钢的强化旨在阻止或抑制各种缺陷的位错滑行来理解，这将不可避免地诱发应变定位甚至引发微裂纹。因此，这些加固方法不适用于抗断裂性至关重要的应用。另一方面，对钢断裂韧性的主要贡献来自裂纹尖端附近的位错活动。这种机制导致了一个普遍但不幸的结论：具有较高强度的钢将具有更有限的位错运动，因此断裂韧性较低。

作为最有前途的先进高强度钢之一，中锰钢（MMS）的设计、结构和性能得到了广泛的研究。与第一代先进高强度钢相比，MMS中Mn的重量百分比提高到3∼12%，以稳定奥氏体并引发更多的转变诱导塑性（TRIP）效应。人们普遍认为，拉伸试验期间的TRIP效应是可取的，因为它会引起几何上必要的位错（GND）并促进位错相互作用。

据报道，MMS优异的加工硬化能力和增强的均匀伸长率主要是由于其强烈的TRIP效应。 例如，Han等人在MMS的加工硬化曲线中观察到两个峰值，并将其归因于双TRIP现象。马氏体基体可以变得具有延展性，因为晶界处的纳米层奥氏体可以提供TRIP效应。TRIP效应的重要性也很好地反映在淬火和分配（Q&P）钢的设计中，因为更多的奥氏体部分通常会导致Q&P钢中更好的均匀伸长率。

与MMS的拉伸性能和变形行为相比，其断裂机理的研究较少，对其断裂韧性的定量测量更少。大多数研究采用夏比冲击试验来测量MMS的韧性。然而，冲击试验受到严格的几何形状要求，高应变率使得分离裂纹萌生和扩展阶段具有挑战性。此外，众所周知，夏比试验的高应变率会导致绝热加热，因此温度升高可能会稳定MMS中的奥氏体，并影响TRIP稳定性的解释。相比之下，基于J积分的电阻曲线（J-R曲线）方法可用于定量测量弹塑性材料的准静态断裂性能。J-R曲线方法的主要优点是，一旦满足特定条件，就可以获得与尺寸无关的断裂韧性值。

一方面，在准金属中，Si被广泛用作各种合金中的微合金元素。Si是FCC奥氏体不锈钢和Fe-MnTWIP钢中的强SSS元素。它的添加降低了钢的SFE，从而提高了屈服强度和极限抗拉强度（UTS），这是由于SSS效应和低SFE通过增强初级和次级孪生的活化引起的高应变硬化。此外，在Fe-Mn基形状记忆合金中添加Si可降低磁转变温度（Neel温度）并促进FCC→HCP马氏体转变。然而，类金属添加对多主要金属高熵合金和多边环境协定的影响尚未完全揭示。最近研究了Si添加对CoCrNi MEA力学行为的影响，但结果是矛盾的。另一方面，Si加成调整了CoFeMnNi和CoCrFeMnNi HEA的相平衡，并略微提高了CoCrFeMnNi HEA的拉伸强度。

如前所述，TRIP对拉伸延性的有益作用被广泛报道，但它也提出了一个问题：TRIP将如何影响MMS的断裂韧性？由于MMS中奥氏体的体积分数可高达70%，由此产生的TRIP现象可能非常强烈，但其对MMS断裂行为的影响很少见报道。在这方面，人们普遍认为TRIP可以增强断裂韧性，因为它会促进塑性变形，并在裂纹尖端附近引起体积膨胀的压应力。这些有益的效应通常被称为TRIP增韧或TRIP诱导的裂纹终止机制，通常与其他有利机制一起使用，以解释钢中特殊的疲劳或断裂性能。然而，对TRIP效应对断裂韧性的单独作用的深入研究仍然缺失

香港大学黄明欣教授团队对此进行了研究，通过IA和RT Q&P路线对MMS进行了处理，以获得不同的微观结构和力学性能。研究了拉伸试验过程中的变形机理，获得了定量的断裂韧性，并比较了断裂性能。这项工作确定了TRIP在MMS中延展性和韧性的双重作用，可以为设计具有强度，延展性和断裂韧性良好组合的钢提供见解。相关研究成果以题为The dual role of TRIP effect on ductility and toughness of a medium Mn steel发表在Acta Materialia上。

链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645422010047

图1

图 1. （a）RT Q&P钢和（b）IA钢的加工路线。

图2（a）中奥氏体的带状对比度（BC）图和反极图（IPF）清楚地显示了RT Q&P钢中的马氏体基体和少量残余奥氏体。图2（b）中的高角度环形暗场（HAADF）图像描绘了马氏体板条和残余奥氏体，其中奥氏体处于黑色对比度，并通过蓝色圆圈中的选定区域电子衍射（SAED）确认。图2（c）显示了（b）中白框中相应的放大TEM图像。在马氏体（红色箭头）和残余奥氏体（蓝色箭头）中可以观察到高密度的位错。图2（d）显示了IA钢变形前奥氏体的BC和IPF。超细奥氏体和铁素体晶粒都可以观察到低局部取向误差，大多数晶粒等轴，平均晶粒尺寸分别为0.81和0.70μm。图2（e）和（f）显示了EDS的HAADF图像和Mn重量百分比映射，表明奥氏体中的Mn重量百分比远高于铁素体。RT Q&P钢中奥氏体的堆积断层能量（SFE）计算为21.2 mJ / m2，而IA钢中的奥氏体的SFE为24.0 mJ / m2.它们都属于TRIP主导的区域，这与实验结果非常吻合。详细的计算过程可以在附录中找到。

图2

RT Q&P（a-c）和IA钢（d-f）的初始微观结构。（a）奥氏体和BC图的IPF，（b）HAADF图像，SAED在蓝色圆圈中，区域轴是奥氏体的[011]，（c）RT Q&P钢，奥氏体和马氏体的白色矩形内的放大TEM图像分别用蓝色和红色箭头表示;（d） 奥氏体的IPF和BC图，（e）HAADF图像，（f）IA钢，奥氏体和铁素体的（e）中显示的Mn重量百分比分布分别用蓝色和红色箭头表示。

图3（a）中的插图显示了DIC在选定的伸长水平下获得的局部应变，即RT Q&P样品为3%，RT Q&P样品为7%，IA样品为3%，15%。RT Q&P样品在两种应变下均有均匀变形。相比之下，均匀变形仅在IA样品伸长率为15%时发生，并且在拉伸样品的下部传播到上部的清晰Lüders带在3%伸长率下可见。真实的应力-应变曲线和相应的加工硬化速率（WHR）曲线如图3（b）所示。在获取WHR数据之前，使用Matlab工具箱“Sgolay”执行平滑过程，因为从原始数据直接计算的WHR曲线波动很大。RT Q&P样品的WHR最初很高，并持续下降，直到0.1应变。另一方面，IA样本的WHR曲线显示了产量平台期后的两个不同阶段。当应变从 0.05 增加到 0.13 时，WHR 持续上升到 ∼7000 MPa。在后续阶段，WHR开始下降，当WHR仍高于真实应力时，样品断裂。通过实验室和同步加速器XRD测量的奥氏体体积分数如图3（c）所示。对于RT Q&P样品，初始保留的奥氏体部分为12%，在0.03应变时略微下降至9%。当应变增加到0.07时，奥氏体分数迅速下降到1%以下。对于IA样品，初始奥氏体部分约为70%，在屈服平台结束时降至52%。当变形继续时，奥氏体馏分迅速下降。约10%的奥氏体保持在0.15应变，断裂后进一步降低到3%。图3（d）显示了维氏硬度（HV0.2）拉伸试验期间的演变。在变形之前，RT Q&P钢已经具有很高的硬度值（420），断裂后硬度进一步提高到470。与此形成鲜明对比的是，IA样品的初始硬度要低得多（309），但在断裂后迅速提高到483。

图3

图3 .IA和RT Q&P钢的拉伸行为，（a）工程应力 - 应变曲线，DIC结果在插图中应变，（b）真实应力 - 应变和加工硬化速率曲线，（c）奥氏体部分，（d）拉伸期间的维氏硬度演变。

为了更好地揭示应变分配和变形机制，在拉伸试验中使用了micro-DIC。图4（a）和（b）显示了RT Q&P钢的初始组织，（c）至（e）是全局应变为3%，7%和10%的局部单轴应变分布。图4（c）表明，即使在微小的全局变形下，在块边界、包边界和先前的奥氏体晶界（PAGB）处也已经建立了应变定位，如图4（a）和（c）中的白色虚线所示。应变定位是永久性的，因为局部高应变不会随着全局应变的增加而减轻，如图4（d）和（e）所示。DIC在不同全局应变下计算的最大、最小和平均应变如图4（f）所示。结果表明，平均应变与标称全局应变吻合较好，证明了micro-DIC结果的可靠性。最小局部应变保持在零附近，表明某些区域变形可以忽略不计，直到10%的全球应变。另一方面，最大局部菌株迅速增加，在10%全球菌株下达到25%。图4（g）显示了沿图4（b）和（e）中白色实线的局部应变分布，它显示了同一数据包内不同块的相当大的应变变化。图4（h）显示拉伸断裂面充满延性凹坑，与其拉伸曲线吻合较好。

图4

图4.RT Q&P钢的Micro-DIC结果，（a）相图，马氏体为红色，奥氏体为蓝色，（b）测试前平面法线的IPF图，（c）至（e）全局应变为3%，7%和10%的局部单轴应变分布，（f）全局应变随全局应变的演变，（g）沿（e）中的白色实线的应变定位， （h） 断裂面。（a） 至 （e） 的图例和比例尺显示在左下角。

图5

图5 IA钢的Micro-DIC结果，（a）相图，铁素体为红色，奥氏体为蓝色，（b）测试前平面法线的IPF图，（c）至（e）全局应变为7%，15%和23%的局部单轴应变分布，（e）的插图显示了相边界处的微裂纹萌生，（f）十个最和十个最小变形晶粒的局部应变， （g）应变沿（e）、（h）断裂面中的白色实线定位。（a） 至 （e） 的图例和比例尺显示在左下角。

图6

图6.IA和RT Q&P钢的力学性能，（a）来自每种钢的两个代表性样品的断裂韧性数据，（b）拉伸和断裂性能比较的示意图。

图7

图7 不同放大倍率下的IA和RT Q&P C（T）样品的断裂表面，（a）和（b）是RT Q&P样品，（c）和（d）是IA样品。

图8

图8 .IA和RT Q&P钢的裂纹增长行为，（a）IPF，（b）RT Q&P C（T）样品的相图，（c）IPF和（d）IA C（T）样品的相图。（a）中的白色虚线代表PAGB，（c）插图中的白色虚线代表裂缝增长路径。图例和比例尺位于右下角。

在本工作中，通过IA和RT Q&P路线处理了MMS，并测试和比较了它们的拉伸和断裂性能。根据实验观察，可以得出：IA钢由再结晶的超细晶粒铁素体和奥氏体组成，屈服应力相对较低。然而，由于大量的TRIP效应，其加工硬化率和均匀伸长率相当可观。相比之下，RT Q&P钢具有更高的屈服应力，因为它的马氏体基体具有致密的位错。其加工硬化率单调降低，导致均匀伸长率降低。拉伸测试期间的高分辨率micro-DIC结果表明，两种钢都发生了应变定位。对于RT Q&P钢，较高的应变位于PAGB，包和块边界。在IA钢中，应变主要集中在奥氏体区域，这种优先应变分配导致丰富而快速的马氏体转变。与RT Q&P钢相比，IA钢尽管屈服应力较低，但裂纹萌生韧性出人意料地差。RT Q&P钢中的裂纹可以以延展性方式扩展，并涉及显着的塑性变形。另一方面，由于大量新鲜马氏体和晶粒间应变梯度显著，马氏体开裂和晶间脱落在IA钢断裂过程中占主导地位。对于IA钢，更多的TRIP效应显着提高了加工硬化率和拉伸延展性。然而，考虑到其低屈服应力，它也会导致过早断裂和裂纹萌生韧性不足，尽管其裂纹扩展韧性相当高。相比之下，TRIP效应较弱的RT Q&P钢在屈服应力和裂纹萌生韧性方面具有更好的协同作用。IA钢和RT Q&P钢之间的比较表明，强烈的TRIP效应有利于拉伸强度和均匀伸长率，但对裂纹起始断裂韧性有害。