图1. PB，GB和CB的示意图。（A）PB，不同晶格类型的两个晶粒之间的边界。（B）GB，相同晶格类型但具有不同晶体学取向的两个晶粒之间的边界。(C) CB，由晶格连续区域内至少有一种元素浓度的急剧不连续定义，例如，一个非常陡峭的化学梯度。注意，我们的CBs不涉及晶体结构或晶格取向的任何变化。不同的颜色代表不同元素类型的原子。
图2.通过CBE方法加工的钢的组织演变，证实了CBs对马氏体相变的强大影响。(A) art处理钢的面心立方(FCC)相(红色区域)的EBSD图像质量图与相色图叠加，显示了奥氏体(γ)与铁素体(α)的等轴组织，以及(C)γ和马氏体(α′)的超细双相组织。（B）通过CBE方法在超快加热和淬火过程中钢的微观组织演变示意图，以说明GB，PB和CB的作用。（D和E）带有EDS分析的TEM图像显示了ART处理钢的γ和α之间的显微组织和Mn浓度分布，而（F和G）是CBE处理钢的γ和α'之间的组织和Mn分布。通过3D-APT，γ和α之间的（H和I）以及γ和α'之间的（J和K）揭示了接近原子级的Mn分布。
图3. CBE处理的钢的Nano-Auger–EBSD和TEM分析。（A）奥氏体反极图与马氏体像质图的组合。（B）（A）的先前奥氏体重构，表明中心的马氏体块与周围的奥氏体具有相同的母奥氏体取向。EBSD图中的蓝线和绿线分别对应于大角度和小角度的GB（错位分别为≥15°和介于5°- 15°之间）。（C）通过纳米俄歇线沿（A）中的白线扫描获得的Mn浓度分布，进一步证实了CB阻碍了马氏体相变。（D）TEM明场显微照片显示纳米晶马氏体板条在CB处停止。原奥氏体晶界（PAGB）代表原奥氏体GB。(E)在(D)中标记区对应的选择区域衍射图显示CBs两侧的α′和γ由于具有相同的母奥氏体而存在近Nishiyama-Wassermann关系。（F）通过TEM-EDS线扫描沿着（D）中的白线获得的Mn浓度分布。
图4.所研究钢材的机械性能。（A）经过各种热机械处理的0.18C-8Mn钢和（B）0.2C-8Mn-0.2Mo-0.05Nb钢的机械性能。（C）将CBE处理的钢与其他低碳高级高强度钢的机械性能进行比较（更多细节在图S4中）。为了进行公平的比较，所有数据均来自具有符合ASTM E8 / E8M标准的量规几何形状的拉伸试验。拉伸曲线中的应力跳跃和锯齿是由于Portevin-Le Chatelier（PLC）效应引起的，这种效应在中锰钢中经常观察到。
图5.变形过程中CBE样品的微观结构变化。样品（A）变形前和（B）应力达到屈服点的〜94％之后的电子通道对比度成像（ECCI）。奥氏体晶粒下部区域中的对比度在变形后发生变化，这表明该晶粒中产生了位错，并在α'-γ界面堆积。样品（C）变形前和（D）应力后达到约94％屈服点的奥氏体的EBSD核平均取向差（KAM）映射。EBSD数据显示变形后界面区域附近的局部错位增加，表明这些区域中的几何必要位错数量更多。这些结果支持当将CBE样品施加应力至接近宏观屈服点时，在纳米孪晶奥氏体内部发生微屈服。超细马氏体网络在亚微米区域隔离了奥氏体，限制了奥氏体-马氏体界面的位错堆积。
图6.在ART和CBE钢中，亚稳态奥氏体的应变诱发马氏体相变和加工硬化行为。（A）ART和CBE钢的应变硬化行为。(B)原位磁感应测量ART和CBE钢的应变诱导马氏体转变动力学，以及EBSD观察到的断口附近的微观结构，在EBSD图中奥氏体被标记为红色。阶梯式转换是由于PLC波段通过被测体积。在每一步开始时转变奥氏体分数的瞬态增加和减少是由PLC带进入和离开有限磁探测区域引起的伪影。页面更新：2024-03-29
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