背景：奥氏体钢由于其相变诱发塑性（TRIP）和孪生诱发塑性（TTRIP）效应而引起了广泛的研究兴趣。尽管具有这些优点，但奥氏体钢的屈服强度相对较低，通常在200-500 MPa的范围内，这一限制促使人们进行了大量研究，以提高奥氏体钢的基体强度。冷轧是奥氏体钢最简单、最有效的加工方法，提高屈服强度。然而，在许多亚稳奥氏体钢中，变形诱发的马氏体相变，从而降低材料的可成形性。为了避免由马氏体形成引起的问题，研究人员首先关注晶粒细化，根据Hall-Petch关系，其增强奥氏体稳定性并有效地增加亚稳奥氏体钢的屈服强度。Somani等人和Karjalainen等人报道，通过冷轧和退火处理，301奥氏体不锈钢的屈服强度可以提高到~1000 MPa。同样，Eskandari等人和Chen等人证明，通过优化不同温度下的多道次轧制，然后进行短时退火，316 L奥氏体不锈钢的屈服强度可以提高到1200-1400 MPa。除了晶粒细化外，一些研究者已经采用在高温下的预应变来提高屈服强度，同时抑制马氏体转变。Fan等人报道了304奥氏体不锈钢在600-800 ℃下经受78%的预应变，在足以抑制马氏体相变的温度范围内，由于引入了高密度的位错，屈服强度显著增加，达到约1000 MPa。在碳含量为0.2 -0.5重量%的含碳亚稳奥氏体钢中，据报道，预应变可将屈服强度提高至1400-1900 MPa。

然而，通过预应变和晶粒细化实现的屈服强度的增加可导致显著的不连续屈服和Lüders带的形成。Lüders带的形成通常导致明显的塑性变形不均匀性，导致表面质量劣化和可成形性降低;同时，伴随的快速位错积累和相变促进应变局部化，从而促进早期损伤和裂纹萌生。因此，对高强度奥氏体钢中Lüders带形成机制的基本理解对于减轻其有害影响至关重要。

已经提出了多种机制来描述Lüders带的起源，这取决于所考虑的合金。屈服点现象首先在具有间隙溶质原子的低碳铁素体钢中报道，并归因于间隙溶质原子（如碳和氮）对位错的锁定和解锁，如Cottrell和Bilby的理论中所提出的。Cottrell的理论假设位错运动开始于上屈服应力。然而，约翰斯顿和Gilman观察到塑性应变可以在上屈服点之前开始。基于这一观察，他们提出了基于位错增殖的模型，其中移动的位错的低初始密度和位错速度对施加的应力的低敏感性一起促进了屈服下降。Hahn等人通过建立位错速度和位错密度之间的关系，证实屈服点下降的发生可归因于初始移动的位错数量不足。近年来，Hahn理论已成功地用于解释超细晶金属如Al，Cu，Ti，和Mg。在这方面，Yu等人提出，晶界提供的大位错下沉区域导致超细晶粒材料中移动的位错的初始密度不足，最终导致不连续屈服。同样，Akama等人表明，超细晶粒IF钢中较高的Hall-Petch系数使不连续屈服更有可能，因为这意味着位错从晶界发射的临界应力更高，从而延迟塑性流动开始并促进屈服点行为。此外，Gao等人提出，当晶粒尺寸减小到临界阈值以下时，Hall-Petch系数增加，导致与粗晶粒样品相比屈服应力更快上升;一旦超过0.2%的流动应力，屈服开始时就会触发局部变形。总之，这些发现表明，在不含更多间隙原子的合金系统中，Lüders带的形成与超细晶粒显微组织中移动的位错的有限可用性内在相关，由于晶界处存在较大的汇区和Hall-Petch强化，Frank-Read源难以操作，当位错最终产生时，它们可以有效地穿过晶粒，提供有效的塑性矢量，这降低了塑性流动的稳定性，从而促进应变局部化和Lüders带的形成。

对于含有亚稳和超细晶奥氏体的材料，除了上述机制之外，奥氏体的稳定性也是控制屈服点现象演变的关键因素。Sun等人证明，除了晶粒尺寸外，奥氏体对形变诱发马氏体相变的机械稳定性控制着Lüders带的形核位置和传播速度。此外，Luo等人提出奥氏体的机械稳定性是影响Lüders带的主要因素。通过热处理降低奥氏体稳定性，可导致应力平台缩短。这种行为与Lüders应变通常伴随着快速和广泛的马氏体相变密切相关。为了研究马氏体相变对Lüders变形的贡献，Gao等人通过变形温度调节奥氏体稳定性研究了超细晶304奥氏体不锈钢中的Lüders带传播。他们发现，Lüders变形后会发生广泛的马氏体相变，当相变在较高温度下受到抑制时，在屈服下降后没有平台出现，试样立即断裂。这表明马氏体通过提供额外的应变硬化，是维持Lüders带传播的必要条件。在此基础上，Mao等人通过同步辐射原位定量评估了Lüders带，揭示了马氏体相变是维持亚稳奥氏体钢能带扩展的关键因素。此外，马氏体的强度也是影响Lüders带扩展的一个重要因素，Mao等人证明，降低温度使试样能够在较早的应变下退出Lüders带并进入应变硬化阶段，这归因于较低温度下强化的马氏体提供了较高的应变硬化速率。除了对超细晶奥氏体不锈钢的研究外，对预应变亚稳奥氏体中Lüders带形成机制的研究仍然有限，Li等人和Liu等人报告说，增加奥氏体稳定性的预应变可以矛盾地减少Lüders带的长度。总的来说，现有的研究主要集中在超细晶粒奥氏体钢的机制上，并将Lüders带归因于与马氏体相变有关的定性趋势。此外，随着预应变和晶粒细化逐渐强化奥氏体，这种强化如何改变马氏体对应变硬化的贡献，从而影响Lüders带的形核和扩展，也没有得到充分的理解。

研究了不同晶粒尺寸试样在573 K下不同预应变下的奥氏体强度和Lüders带特征的演化规律。通过同步辐射和位错密度分析相结合，建立了位错密度、屈服强度和马氏体相变起始应力之间的定量关系，从而阐明了连续屈服向不连续屈服转变的起源及其与奥氏体基体强度的相关性。此外，通过一系列原位同步加速器和特定位置的纳米压痕实验，揭示了奥氏体和马氏体之间的强度差异控制预应变样品屈服点现象演变的基本机制。

该项研究成果以“Influence of strength contrast between austenite and martensite on the yield point elongation phenomenon in a metastable austenitic stainless steel”为题，在线发表于国际期刊《Acta Materialia》。东北大学 数字钢铁国家重点实验室王灵禺、徐伟为该论文通讯作者。该研究得到了国家重点研究和发展计划的资助（2024YFB3713705），国家自然科学基金（52201112、52371099）和辽宁省重点研发计划（编号：2025 JH 2/101330140）的资助。

文章链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645426009250

图1 通过两步冷轧结合退火获得的具有不同奥氏体晶粒尺寸的样品的显微组织表征。

（a-c）退火样品的EBSD反极图（IPF）图和相应的奥氏体晶粒尺寸分布。（d）三种退火样品的XRD图谱。

图2 在573 K下进行不同温轧压下量的细晶样品的显微组织形态：

（a-c）IPF取向图，（d-f）相应的KAM图，以及（g-i）分别为10%、20%和30%压下量时沿法向（ND）沿着的反极图。

图3 不同晶粒尺寸的样品经不同温轧压下量后的同步辐射X射线衍射结果：

（a）不同压下量下的衍射图;（b-d）不同晶粒尺寸的样品经不同温轧压下量（（b）UFG;（c）FG;（d）CG）后的修正Williamson-Hall图;（e）具有10%温轧压下量的细晶粒样品的LnA（L）与K2 C的关系图;（f）具有不同晶粒尺寸的样品的位错密度作为温轧压下量的函数。

图4 不同晶粒尺寸的试样在573 K温轧不同压下量后进行室温拉伸试验时的力学性能：

（a-c）分别为UFG、FG和CG试样的工程应力-应变曲线;（d-f）分别对应于UFG、FG和CG试样真实应力-应变响应的应变硬化率曲线

图5 在温轧后不同晶粒尺寸的样品的室温拉伸试验期间的应变诱导马氏体相变动力学：

（a-c）分别对应于UFG、FG和CG样品的真实应力曲线的马氏体相变动力学;（d-f）对应于UFG、FG和CG样品的真实应力曲线的马氏体转变速率，相同颜色的两条虚线之间的应力间隔表示可能发生σ ε和突变马氏体相变的范围，如补充注释2所述。

图6 不同晶粒度试样温轧压下后的应力：

（a）屈服强度;（b）相变起始应力（星号表示实测值）。

图7 经过不同温轧压下量的超细晶样品的机械性能、相关相变动力学和局部应变分布：

（a）10%压下量;（b）20%压下量;（c）30%压下量;（d）40%压下量。

图8 细晶试样在40%温轧和随后的室温拉伸试验后距断裂面不同距离处的相图。

图9 不同晶粒尺寸样品中位错密度平方根与机械强度之间的相关性：

（a）屈服强度与位错密度平方根的函数关系;（b）相变起始应力与位错密度平方根的函数关系（星号表示测量值）。

图10 基于Kocks-Mecking模型计算的不同温轧压下量FG样品的应变硬化率、屈服应力和位错密度之间的关系。

图11 （a）温轧20%和（b）温轧30%的细晶粒试样的Lüders带内的厚度变化和相分数演变。

图12 连续变形过程中的晶格应变和相应力分配：

（a）FG-WR 10中奥氏体的晶格应变施加的真应力关系;（b）FG-WR 10中马氏体的晶格应变施加的真应力关系;（c）有无Lüders带的相应力分布;（d）FG-WR 20中奥氏体的晶格应变施加的真应力关系;（e）FG-WR 20中马氏体的晶格应变-施加真应力关系;（f）FG-WR 10和FG-WR 20之间的相应力差

图13 具有不同温轧压下量的细晶粒样品的纳米压痕结果：

（a-c）纳米压痕区域的背散射电子图像;（d-f）纳米压痕硬度图;（g）奥氏体和马氏体硬度随温轧压下量增加的演变;（h）由奥氏体平均硬度（Hγ Mean）归一化的硬度对比度（ΔH = Hα′-Hγ）与相应的应变硬化指数（n）之间的相关性

结论：

系统研究了不同晶粒尺寸的321奥氏体不锈钢随温轧压下量的增加由连续屈服向不连续屈服转变的根本原因，s-XRD和纳米压痕分析表明，Lüders带的演变受屈服强度、位错硬化能力以及奥氏体与马氏体之间的强度差的控制，对Lüders带的形成和传播机制提供了新的认识，具体结论如下：

（1）随着基体强度的增加，屈服行为在约600 MPa的临界屈服强度处从连续屈服转变为不连续屈服，在临界相变起始应力（σs）约为650 MPa时，伴随着从连续马氏体相变到突变马氏体相变的转变。细晶试样，屈服强度接近这些临界值，因此更倾向于不连续屈服和突然的马氏体转变。

（2）屈服模式的转变归因于奥氏体屈服强度达到临界应力（屈服强度~600 MPa，ρ=1.6 × 1015 m²，表示当前系统特有的经验阈值，而不是通用常数），其表示由位错相互作用提供的应变硬化能力低于流动应力的状态，即，较细的晶粒更容易发生不连续屈服，因为它们具有较高的屈服强度，并促进位错湮灭，仅需要较小的温轧压下量即可达到临界应力。

（3）不连续屈服试样中的局部应变触发了突变的马氏体相变，补偿了位错增殖不足，维持了Lüders带的扩展。随着温轧压下量的增加，马氏体对应变硬化的贡献减弱，导致局部应变增大，Lüders带中马氏体的含量增加，从而延长了屈服平台，降低了平台后应变硬化，并导致了三种不同的Lüdersband演化模式。

（4）马氏体对应变硬化的贡献减少主要是由于奥氏体和马氏体之间的强度差异随着温轧压下量的增加而逐渐减小;当屈服强度达到临界转变点时，两相几乎没有强度对比，并且马氏体在此阶段的贡献可能主要来自其体积膨胀。