《Acta》操控相界偏析改善超细晶双相中锰钢力学性能

导读：通过不同相成分的组合以实现优异的强度-延展性协同作用，已成为超高强度钢微结构设计中的重要策略。本文揭示了超细晶双相中锰钢中相界偏析引起的强化作用。通过调整临界退火后的冷却条件，可以控制铁素体-奥氏体相界处的碳偏析。这种相界偏析导致屈服强度提高了100-120 MPa，同时促进了不连续屈服效应。在相界处的急剧的碳偏析阻碍了界面位错的移动，因此增加了激活这种位错形核过程并引发塑性变形所需的应力。相界处碳的富集可以增强位错移动的能垒，这为塑性流动的崩塌和因此导致的的不连续屈服提供了有利条件。这些发现扩展了当前对中锰钢屈服行为的理解，更重要的是，阐明了如何操纵相界偏析来改善多相金属材料的机械性能。

先进的高强度钢（AHSS）的开发和应用在汽车工业中引起了人们的极大兴趣，其目的是尝试减轻车身的重量，从而降低燃油经济性并提高车辆安全性。过去的几十年已经提出了许多AHSS，获得高强度（约600 MPa以上的抗拉强度）并同时确保良好的可成型性。由于经济上的限制和更好的回收利用，最新合金设计理念应避免使用昂贵的合金元素或高合金含量。取而代之的是以低成分合金为目标，并使用热机械处理来生产具有平衡相稳定性和高界面密度的多相微结构。这种方法可以在钢中利用各种可及的相成分（例如，铁素体，奥氏体，马氏体和贝氏体）来实现优异的强度-延展性协同作用。由于存在多个相，所以大量的相界存在这种微观结构中。这些异质界面的界面结构和化学性质不同于随机的高角度晶界。与相界有关的另一个特征是，由于相邻相之间通常具有很高的机械对比度，因此这些界面处的应力/应变集中得以增强，这些因素已被用来解释相界对多相AHSS力学行为的影响，例如屈服开始和屈服方式，耐损伤以及氢的俘获和脆化。

近年来，锰含量为3–12 wt.％的中锰钢由于具有出色的机械性能（拉伸强度和总延伸率高达70 GPa％的乘积）引起了广泛的关注。作为第三代AHSS的有前途的候选材料，中猛钢通常通过临界退火进行处理，以产生铁素体-奥氏体两相组织。它们通常具有超细晶尺寸（范围从亚微米级到几微米），这可能是由于在临界退火期间奥氏体从细小的马氏体基体返还以及相关缓慢的锰的配分所致。这种微观结构导致大面积的铁素体-奥氏体相界。在许多情况下，这种类型的界面甚至成为中锰钢力学行为中最主要的，也是最相关的塑性缺陷类型。作者先前对临界退火的中锰钢（Fe-10Mn-3Al-1Si-0.2C，以重量％计）的研究中，观察到位错从铁素体-奥氏体相界发出的明显迹象在钢的早期屈服阶段，大的相界区域可以提供高密度的位错源，从而增加了移动位错的快速繁殖。但是，这些异质界面的特性（例如局部化学成分）是否也会影响中锰钢的屈服行为，这仍然是一个悬而未决的问题。

基于此，亚琛工业大学Yan Ma等人研究了相界偏析对超细晶双相中锰钢屈服行为的影响。通过调整临界退火后的冷却条件，控制铁素体-奥氏体相界的碳成分，使用多尺度微观结构和力学表征策略，分析了其对两个阶段塑性变形的开始以及由此产生的宏观屈服行为（包括屈服强度和连续或不连续屈服的普遍性）的影响。讨论了在早期屈服阶段相界处碳偏析的潜在机理及其对相关位错移动的影响。相关研究结果以题“Phase boundary segregation-induced strengthening and discontinuous yielding in ultrafine-grained duplex medium-Mn steels”发表在金属顶刊《Acta materialia》上。

论文链接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.007

在临界退火之后，不同的冷却条件（即水淬和空冷）会强烈影响铁素体-奥氏体相界处的碳偏析行为，水淬后的样品未显示出碳偏析的迹象，而空冷导致相边界处出现明显的碳尖峰，其值（〜1.48 at. ％）比标称碳含量（0.29）高约五倍。在不同的冷却条件下，包括相成分，分数，晶粒尺寸和形态在内的其他微观结构特征保持不变。

图1.在厚度为1.25 mm的拉伸试样上进行的临界退火和冷却条件的温度曲线。（WQ代表水淬，AC代表空冷，RT代表室温）

原位同步加速器高能X射线衍射和非原位电子通道对比成像实验的结合表明，铁素体-奥氏体相界处的碳偏析阻碍了这些界面处的位错移动，从而导致较高的应力水平用于激活位错成核并在两相中引发塑性流动。因此，两相的塑性变形更加困难，导致在空冷样品中获得更高的屈服强度。观察还表明，在相界处碳的存在增强了位错成核的能垒。这可以为塑性流动雪崩提供更有利的条件，从而促进不连续屈服。

图2.（a）原位同步加速器高能X射线衍射实验装置的示意图（b）在水淬（WQ）试样加载期间，在-5°至5°的方位角上积分的强度的等高线图；（c）（b）中的峰γ111和α110的放大等高线图;（d）在（b）中放大轮廓轮廓γ200；（e）使用Rietveld精修方法，在散布360°方位角之前，根据散射矢量Q和相应的拟合峰（实线），加载WQ样品的积分衍射轮廓（空心点）。（f）使用单峰拟合法在-5°至5°的方位角上的积分衍射轮廓（空心点）和相应的拟合峰（实线）

在空冷样品中，相界处碳的富集是由于冷却速度较慢，尤其是在低温（低于400˚C）下。这为碳扩散到界面上提供了足够的时间，这可能是由于需要减少界面能，尤其是碳在铁素体-奥氏体相界上的分配以保持局部平衡的驱动。对于后一种情况，奥氏体中有限的碳扩散率抑制了碳扩散出界面区域，从而将其富集限制在最接近的陷阱，即相界处。

图3.（a）水淬（WQ）样品和（b）空冷（AC）样品的电子背散射衍射（EBSD）相图（ND代表法线方向，RD代表轧制方向，KS或Kurdjumov-Sachs定向关系）；（c）由EBSD测量的两个试样的平均晶粒尺寸；（d）WQ样品和（e）AC样品的同步加速器高能X射线衍射（HEXRD）曲线；（f）由EBSD和HEXRD确定的奥氏体体积分数；（g）通过HEXRD测量的奥氏体和铁素体的晶格参数。（HEXRD结果是对三个测量值的平均值）

图4.（a）水淬（WQ）样品和（b）空冷（AC）样品中的碳和锰的三维原子探针层析成像图（相界标为11 at.％Mn等浓度表面）;（c）和（e）分别取自（a）和（b）中标记的选定感兴趣区域（ROI）的铁素体-奥氏体相边界附近的碳，锰和铝原子的分布（注（c）和（e）中不同的球体大小是由于不同的图像放大率所致，如比例尺所示。（d）和（f）分别是（a）和（b）中ROI中碳的相应二维浓度图

图5.（a）水淬（WQ）样品和（b）风冷（AC）样品中相对于相界位置的碳浓度曲线

碳的相界偏析导致屈服强度大幅度增加100-120 MPa，同时促进了不连续屈服。特别是低碳中锰钢（Fe-11.7Mn-2.9Al-0.064C，以重量％计）中的偏析将其屈服从连续行为转变为不连续模式。

图6.（a）水冷（WQ）和风冷（AC）样品的工程应力-应变曲线（箭头表示屈服强度增加）；（b）在屈服阶段，局部应变分布覆盖了两个试样的整个标距截面

图7.（a）水淬（WQ）和风冷（AC）样品的工程应力-应变曲线（从原位同步加速器高能X射线衍射实验中使用的应力装置获得；（b）（a）中感兴趣区域的放大区域，显示了工程应力-应变曲线的斜率变化（箭头表示曲线偏离线性的起点）；（c）转变的奥氏体数量与所施加的工程应变的函数关系（箭头表示奥氏体开始发生α'-马氏体相变）

图8.（a）水淬（WQ）样品和（c）空冷（AC）样品的各个晶体反射面的晶格应变与所施加工程应变的函数。（b）和（d）分别是WQ和AC样品中各个相的加权平均晶格应变

图9.通过相关的电子反向散射衍射和电子通道对比成像研究了水冷（WQ）试样在拉伸载荷下的微观结构演变：（a）和（d）变形前的微观结构；（b）和（e）在550MPa拉伸应力下的显微组织；（c）和（f）（b）和（e）中相应的放大区域。（PM代表相图，KAM代表核平均取向不良；（c）和（f）中的箭头表示在铁素体-奥氏体相界处的几个位错成核位点。

图10.空冷（AC）试样在拉伸载荷下的微观结构演变：（a）和（f）选定区域的相图；（b）和（g）变形前的微观结构；（c）和（h）在550 MPa的拉伸应力下的显微组织；（d）和（i）在650MPa拉伸应力下的显微组织；（e）和（j）（d）和（i）中相应的放大区域。（（e）和（j）中的箭头表示在铁素体-奥氏体相界处的几个位错成核位点。）

图11.Fe-11.7Mn-2.9Al-0.064C钢中（a）γ-奥氏体和（b）α-铁素体中碳的平衡浓度随温度从700°C起的变化可通过Thermo-Calc软件使用TCFE9数据库计算得到的最低温度为0°C

这项研究除增加了在中锰钢中不连续屈服行为的理解之外，在相界处的位错成核及其进一步的增殖，相界本身的化学性质在合金中也起着至关重要的作用，导致发生不连续屈服。

图12.高碳含量的中锰钢（Fe-10.4Mn-2.9Al-0.185C，以重量％计）在750℃下进行冷轧和临界退火后的准静态拉伸性能5分钟，然后进行水淬（WQ）或空冷（AC）

综述所述，本文通过展示如何利用和操纵相界偏析提高机械性能，这些发现也为未来多相金属材料的微观结构设计策略提供了启示。通过这种分配效应对异质界面进行化学处理的一个特殊特征是，它不受吉布斯吸附极限的限制（例如对于经典晶界分离的情况），但可以在很宽的范围内进行调整配分状态，这取决于相邻相的扩散系数，热处理和冷却条件。（文：梦程）