《Acta》操控相界偏析改善超細晶雙相中錳鋼力學性能

導讀：通過不同相成分的組合以實現優異的強度-延展性協同作用，已成為超高強度鋼微結構設計中的重要策略。本文揭示了超細晶雙相中錳鋼中相界偏析引起的強化作用。通過調整臨界退火後的冷卻條件，可以控制鐵素體-奧氏體相界處的碳偏析。這種相界偏析導致屈服強度提高了100-120 MPa，同時促進了不連續屈服效應。在相界處的急劇的碳偏析阻礙了界面位錯的移動，因此增加了激活這種位錯形核過程並引發塑性變形所需的應力。相界處碳的富集可以增強位錯移動的能壘，這為塑性流動的崩塌和因此導致的的不連續屈服提供了有利條件。這些發現擴展了當前對中錳鋼屈服行為的理解，更重要的是，闡明了如何操縱相界偏析來改善多相金屬材料的機械性能。

先進的高強度鋼（AHSS）的開發和應用在汽車工業中引起了人們的極大興趣，其目的是嘗試減輕車身的重量，從而降低燃油經濟性並提高車輛安全性。過去的幾十年已經提出了許多AHSS，獲得高強度（約600 MPa以上的抗拉強度）並同時確保良好的可成型性。由於經濟上的限制和更好的回收利用，最新合金設計理念應避免使用昂貴的合金元素或高合金含量。取而代之的是以低成分合金為目標，並使用熱機械處理來生產具有平衡相穩定性和高界面密度的多相微結構。這種方法可以在鋼中利用各種可及的相成分（例如，鐵素體，奧氏體，馬氏體和貝氏體）來實現優異的強度-延展性協同作用。由於存在多個相，所以大量的相界存在這種微觀結構中。這些異質界面的界面結構和化學性質不同於隨機的高角度晶界。與相界有關的另一個特徵是，由於相鄰相之間通常具有很高的機械對比度，因此這些界面處的應力/應變集中得以增強，這些因素已被用來解釋相界對多相AHSS力學行為的影響，例如屈服開始和屈服方式，耐損傷以及氫的俘獲和脆化。

近年來，錳含量為3–12 wt.％的中錳鋼由於具有出色的機械性能（拉伸強度和總延伸率高達70 GPa％的乘積）引起了廣泛的關注。作為第三代AHSS的有前途的候選材料，中猛鋼通常通過臨界退火進行處理，以產生鐵素體-奧氏體兩相組織。它們通常具有超細晶尺寸（範圍從亞微米級到幾微米），這可能是由於在臨界退火期間奧氏體從細小的馬氏體基體返還以及相關緩慢的錳的配分所致。這種微觀結構導致大面積的鐵素體-奧氏體相界。在許多情況下，這種類型的界面甚至成為中錳鋼力學行為中最主要的，也是最相關的塑性缺陷類型。作者先前對臨界退火的中錳鋼（Fe-10Mn-3Al-1Si-0.2C，以重量％計）的研究中，觀察到位錯從鐵素體-奧氏體相界發出的明顯跡象在鋼的早期屈服階段，大的相界區域可以提供高密度的位錯源，從而增加了移動位錯的快速繁殖。但是，這些異質界面的特性（例如局部化學成分）是否也會影響中錳鋼的屈服行為，這仍然是一個懸而未決的問題。

基於此，亞琛工業大學Yan Ma等人研究了相界偏析對超細晶雙相中錳鋼屈服行為的影響。通過調整臨界退火後的冷卻條件，控制鐵素體-奧氏體相界的碳成分，使用多尺度微觀結構和力學表徵策略，分析了其對兩個階段塑性變形的開始以及由此產生的宏觀屈服行為（包括屈服強度和連續或不連續屈服的普遍性）的影響。討論了在早期屈服階段相界處碳偏析的潛在機理及其對相關位錯移動的影響。相關研究結果以題「Phase boundary segregation-induced strengthening and discontinuous yielding in ultrafine-grained duplex medium-Mn steels」發表在金屬頂刊《Acta materialia》上。

論文連結：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.007

在臨界退火之後，不同的冷卻條件（即水淬和空冷）會強烈影響鐵素體-奧氏體相界處的碳偏析行為，水淬後的樣品未顯示出碳偏析的跡象，而空冷導致相邊界處出現明顯的碳尖峰，其值（〜1.48 at. ％）比標稱碳含量（0.29）高約五倍。在不同的冷卻條件下，包括相成分，分數，晶粒尺寸和形態在內的其他微觀結構特徵保持不變。

圖1.在厚度為1.25 mm的拉伸試樣上進行的臨界退火和冷卻條件的溫度曲線。（WQ代表水淬，AC代表空冷，RT代表室溫）

原位同步加速器高能X射線衍射和非原位電子通道對比成像實驗的結合表明，鐵素體-奧氏體相界處的碳偏析阻礙了這些界面處的位錯移動，從而導致較高的應力水平用於激活位錯成核並在兩相中引發塑性流動。因此，兩相的塑性變形更加困難，導致在空冷樣品中獲得更高的屈服強度。觀察還表明，在相界處碳的存在增強了位錯成核的能壘。這可以為塑性流動雪崩提供更有利的條件，從而促進不連續屈服。

圖2.（a）原位同步加速器高能X射線衍射實驗裝置的示意圖（b）在水淬（WQ）試樣加載期間，在-5°至5°的方位角上積分的強度的等高線圖；（c）（b）中的峰γ111和α110的放大等高線圖;（d）在（b）中放大輪廓輪廓γ200；（e）使用Rietveld精修方法，在散布360°方位角之前，根據散射矢量Q和相應的擬合峰（實線），加載WQ樣品的積分衍射輪廓（空心點）。（f）使用單峰擬合法在-5°至5°的方位角上的積分衍射輪廓（空心點）和相應的擬合峰（實線）

在空冷樣品中，相界處碳的富集是由於冷卻速度較慢，尤其是在低溫（低於400˚C）下。這為碳擴散到界面上提供了足夠的時間，這可能是由於需要減少界面能，尤其是碳在鐵素體-奧氏體相界上的分配以保持局部平衡的驅動。對於後一種情況，奧氏體中有限的碳擴散率抑制了碳擴散出界面區域，從而將其富集限制在最接近的陷阱，即相界處。

圖3.（a）水淬（WQ）樣品和（b）空冷（AC）樣品的電子背散射衍射（EBSD）相圖（ND代表法線方向，RD代表軋制方向，KS或Kurdjumov-Sachs定向關係）；（c）由EBSD測量的兩個試樣的平均晶粒尺寸；（d）WQ樣品和（e）AC樣品的同步加速器高能X射線衍射（HEXRD）曲線；（f）由EBSD和HEXRD確定的奧氏體體積分數；（g）通過HEXRD測量的奧氏體和鐵素體的晶格參數。（HEXRD結果是對三個測量值的平均值）

圖4.（a）水淬（WQ）樣品和（b）空冷（AC）樣品中的碳和錳的三維原子探針層析成像圖（相界標為11 at.％Mn等濃度表面）;（c）和（e）分別取自（a）和（b）中標記的選定感興趣區域（ROI）的鐵素體-奧氏體相邊界附近的碳，錳和鋁原子的分布（注（c）和（e）中不同的球體大小是由於不同的圖像放大率所致，如比例尺所示。（d）和（f）分別是（a）和（b）中ROI中碳的相應二維濃度圖

圖5.（a）水淬（WQ）樣品和（b）風冷（AC）樣品中相對於相界位置的碳濃度曲線

碳的相界偏析導致屈服強度大幅度增加100-120 MPa，同時促進了不連續屈服。特別是低碳中錳鋼（Fe-11.7Mn-2.9Al-0.064C，以重量％計）中的偏析將其屈服從連續行為轉變為不連續模式。

圖6.（a）水冷（WQ）和風冷（AC）樣品的工程應力-應變曲線（箭頭表示屈服強度增加）；（b）在屈服階段，局部應變分布覆蓋了兩個試樣的整個標距截面

圖7.（a）水淬（WQ）和風冷（AC）樣品的工程應力-應變曲線（從原位同步加速器高能X射線衍射實驗中使用的應力裝置獲得；（b）（a）中感興趣區域的放大區域，顯示了工程應力-應變曲線的斜率變化（箭頭表示曲線偏離線性的起點）；（c）轉變的奧氏體數量與所施加的工程應變的函數關係（箭頭表示奧氏體開始發生α'-馬氏體相變）

圖8.（a）水淬（WQ）樣品和（c）空冷（AC）樣品的各個晶體反射面的晶格應變與所施加工程應變的函數。（b）和（d）分別是WQ和AC樣品中各個相的加權平均晶格應變

圖9.通過相關的電子反向散射衍射和電子通道對比成像研究了水冷（WQ）試樣在拉伸載荷下的微觀結構演變：（a）和（d）變形前的微觀結構；（b）和（e）在550MPa拉伸應力下的顯微組織；（c）和（f）（b）和（e）中相應的放大區域。（PM代表相圖，KAM代表核平均取向不良；（c）和（f）中的箭頭表示在鐵素體-奧氏體相界處的幾個位錯成核位點。

圖10.空冷（AC）試樣在拉伸載荷下的微觀結構演變：（a）和（f）選定區域的相圖；（b）和（g）變形前的微觀結構；（c）和（h）在550 MPa的拉伸應力下的顯微組織；（d）和（i）在650MPa拉伸應力下的顯微組織；（e）和（j）（d）和（i）中相應的放大區域。（（e）和（j）中的箭頭表示在鐵素體-奧氏體相界處的幾個位錯成核位點。）

圖11.Fe-11.7Mn-2.9Al-0.064C鋼中（a）γ-奧氏體和（b）α-鐵素體中碳的平衡濃度隨溫度從700°C起的變化可通過Thermo-Calc軟體使用TCFE9資料庫計算得到的最低溫度為0°C

這項研究除增加了在中錳鋼中不連續屈服行為的理解之外，在相界處的位錯成核及其進一步的增殖，相界本身的化學性質在合金中也起著至關重要的作用，導致發生不連續屈服。

圖12.高碳含量的中錳鋼（Fe-10.4Mn-2.9Al-0.185C，以重量％計）在750℃下進行冷軋和臨界退火後的準靜態拉伸性能5分鐘，然後進行水淬（WQ）或空冷（AC）

綜述所述，本文通過展示如何利用和操縱相界偏析提高機械性能，這些發現也為未來多相金屬材料的微觀結構設計策略提供了啟示。通過這種分配效應對異質界面進行化學處理的一個特殊特徵是，它不受吉布斯吸附極限的限制（例如對於經典晶界分離的情況），但可以在很寬的範圍內進行調整配分狀態，這取決於相鄰相的擴散係數，熱處理和冷卻條件。（文：夢程）