异步轧制异质结构高锰钢，实现超高低温强度、延展性和韧性组合！

导读：本文通过异步轧制（AR）和退火，设计了异质结构（HGS）高锰钢，以获得用于低温应用的优异机械性能。根据再结晶晶粒的生长速率，通过调整退火温度可以改变晶粒尺寸层次。与AR-740样品相比,这是由大量的分数(∼72.51%)细粒度(FG)区，AR-630样品由更大的分数超细晶粒 (UFG)和亚细晶粒(SFG)不仅显示了明显的屈服强度(y)和极限抗拉强度(ut)增量∼983 MPa,∼1330 MPa，在液氮温度(LNT)下，拉伸延性和冲击韧性分别提高至~ 64.9%和~ 183J·cm-2。该层级改性对于提高低温力学性能的实际应用具有重要意义。

目前，一系列高锰孪晶诱发塑性（TWIP）钢在低温海洋工程领域，特别是液化天然气船舶领域备受关注。高锰钢中变形子结构的突出，如纳米孪晶和高密度层错，有助于将良好的应变硬化能力、优异的极限拉伸强度（UTS）、高延展性和优异的低温韧性很好地结合在一起。然而，高锰钢的低屈服强度（YS）（200–300 MPa）和随温度降低的潜在韧脆转变特性严重限制了其应用。此外，YS的增加总是导致延性的严重损失，这被称为强度-延性权衡问题。为了消除这种缺点，应重点关注一个问题：当引入额外的强化机制并同时在低温下获得高韧性值时，如何克服强度-延性权衡？新的挑战对低温应用中廉价合金系统的特殊强度、延展性和韧性组合提出了更高的要求。

最近，人们采用了一种创新的非均匀组织策略来克服强度-塑性困境，即通过大量的塑性变形获得软硬混合结构，以显著改善YS，同时保持塑性。Wu（2015）开发了Ti的非均匀层状结构，并表现出强烈的应力梯度和高位错硬化。Cheng（2018）通过直流电沉积方法在纯铜中获得了梯度纳米孪晶结构，从而导致超高密度位错束同时增强了强度和加工硬化。此外，Shao（2018）还通过在TWIP钢中引入大规模晶粒尺寸梯度，以及后期变形阶段产生的几何必要位错（GND）提供的额外加工硬化，增强了强度-延性组合。事实上，这种结构特殊的强度-延性协同效应总是源于应变梯度，因为异质域之间的变形不相容，导致强烈的应变分配和背应力硬化效应。在这项工作中，通过严重的塑性变形，在高锰钢中设计了一种异质结构（HGS），其具有从数百纳米到数微米的分级粒度分布。然而，这种纳米结构在低温应用中强化金属存在风险。当低温下位错移动受到抑制时，哪种层次结构（晶粒尺寸和空间分布、形状和形式）能有效维持应变硬化，这是亟待研究的问题。在随机分散的大晶粒完全嵌入周围的小硬晶粒的情况下，似乎会产生最大的局部位错密度梯度。更重要的是，尽管进行了数十年的研究，但关于HGS对韧性，尤其是低温韧性影响的研究仍然不清楚，其中大多数研究仅将其高韧性归因于超细晶粒成分。

虽然HGS的晶粒尺寸等级决定了变形过程中的应变梯度和整体应变硬化能力，但不均匀畴的个别变形机制的重要性不容忽视。一方面，高锰钢中位错主导机制、层错、孪晶或相变的活动是否表现出强烈的晶粒尺寸依赖性，这与层错能（SFE）的影响密切相关，然而，还不清楚SFE、平均晶粒尺寸或其他因素是否主导变形模式。一些研究报告称，晶粒细化可有效延缓变形孪晶和马氏体相变的形成，而Li（2018）设计了双峰晶粒结构，发现在液氮温度（LNT）下变形时，粗晶粒和超细晶粒均表现出可持续的TWIP效应。预先存在的位错亚结构会影响变形亚结构的演化。Pan（2021）将层错的高偏好性归因于梯度晶胞结构高熵合金中的低位错晶胞尺寸。此外，由于应变时存在复杂的多轴应力状态，背应力或应变分配对HGS的变形模式也有很大影响。另一方面，高熵或中熵合金中高密度平面断层的突出已被证明是在低温下获得良好强度-塑性协同效应的最有效途径。因此，HGS的分级改性应着眼于追求合适的晶粒大小、异质性和分布，以确保低温变形过程中层错或纳米孪晶的形成。本工作旨在研究晶粒尺寸、SFE、环境温度和非均匀性对多重变形机制和整体力学性能的耦合效应。

如前所述，在决定HGS在低温环境中应用的可能性方面，冲击韧性（而不是强度和拉伸伸长率（PSE）的乘积）起着更为关键的作用。目前的研究主要将脆性归因于低SFE高Mn钢体系中ε和α′马氏体的形成，并且已经证明纳米孪晶可以导致高电阻的裂纹形核和扩展。Kim等人（2022年）在非均质晶粒纳米复合材料中获得了103.7 J的高夏比冲击能量，并在低温下观察到大量变形孪晶。然而，由于非均匀介质的模拟结果表明，畴的弹性非均匀性对断裂韧性有着深刻的影响，因此很少有研究关注非均匀性对高应变率变形行为的作用。已经建立了不同层次材料硬度和韧性之间的预测模型，但在纳米晶粒尺度上并不完全一致。Zhang（2020）发现，亚微米尺度的分级晶粒结构有利于同时强化和增韧多层钢，Luo（2021）认为，在非均质Mg纳米复合材料中，软区域主导了增韧机制。简而言之，对于HGS材料的抗裂机理，尤其是在不同粒度尺度下的抗裂机理，仍然缺乏深入的了解。

在此，上海应用技术大学联合上海交大、上海大学等研究人员采用非对称轧制（AR）和再结晶来制备HGS组织并控制晶粒尺寸等级。与传统轧制方法相比，AR过程中引入的附加剪切应变能够显著提高变形程度和细化晶粒结构。建立了低温力学性能（包括YS、UTS、拉伸延性和冲击韧性）与包含位错、层错和孪晶的变形组织之间的关系。该研究HGS的创新之处在于控制和调整这种异质结构高Mn系统的层次结构，包括平均晶粒尺寸和异质畴的部分，并研究不同层次结构对变形模式、应变分配和整体力学性能（尤其是韧性）的作用。这对类似结构合金的实际应用和生产具有重要意义。YS的差异主要源于晶界强化程度的不同。此外，塑性增强可归因于变形子结构的不同演化和异质域之间的应变分配。一方面，在AR-630样品的UFG和SFG区域划分的局部应力导致在所有晶粒尺度上产生变形孪晶和几何必要位错（GNDs），从而在整个变形阶段产生可持续的高背应力。相比之下，AR-740样品的应变硬化主要由具有均匀应变状态的FG区的位错和孪晶硬化所控制。更重要的是，这种特殊的低温韧性可归因于以下几个方面：i）由高层错能（SFE）产生的孪晶诱导塑性（TWIP）效应引起的韧性断裂模式；ii）更不均匀的应变分配，可以缓解弱FG区的应变集中，还可以在UFG和SFG中诱导更多的纳米孪晶，以阻止裂纹扩展。相关研究成果以题“Hierarchy modification induced exceptional cryogenic strength, ductility and toughness combinations in an asymmetrical-rolled heterogeneous-grained high manganese steel”发表在金属顶刊International Journal of Plasticity上。

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0749641922000985#fig0015

不同HGS样品在RT和LNT下的工程拉伸应力-应变和应变硬化率（SHR）曲线如图1所示。在室温下，与AR-740试样相比，AR-630试样不仅显示出更高的YS和UTS值，而且显示出更大的总伸长率（TEL）∼50%. 当在LNT处变形时，在AR-630中观察到YS的增量(∼983 MPa）和AR-740(∼817 MPa）样品。同时，与AR-740样本的TEL略有增加相比，AR-630样本的TEL从∼50.2%（RT）至∼64.9%（LNT）。特别是，在AR-630样品的应力-应变曲线中观察到意外的颈缩，这表明其具有更好的抗裂纹扩展能力。从SHR曲线可以看出，在RT时两个样品的初始屈服阶段，SHR值迅速下降，这主要是由于短弹塑性转变现象，但AR-630样品的SHR达到了更低的谷值~360 MPa，与AR-740状态的相比(∼2350兆帕）。随后，两个样品的SHR值迅速上升，然后缓慢下降，直至断裂。然而，在LNT下，两个样品的整体SHR曲线在整个低温变形过程中呈现缓慢增加的趋势，并且表现出相似的稳定值。与室温下的拉伸性能相比，LNT下观察到YS和PSE均显著增加，这克服了强度-延性权衡。此外，两种HGS钢在LNT下也获得了意外的冲击韧性值(∼183 J•cm−2和∼155 J•cm−2）。此外，参考文献中各种金属的低温力学性能比较如图1c所示，很明显，AR-630和AR-740在保持优异冲击韧性的同时，表现出优异的强度-延性组合，尤其是前者。其中，Sohn（2015）发现，添加Al可同时提高高锰钢的强度和韧性。在LNT下，AR-630 HGS表现出明显更高的屈服强度(∼983 MPa vs∼811 MPa）和更好的韧性(∼183 J•cm−2对∼105 J•cm−2） 与典型的铝添加高锰钢相比，延展性也相当。此外，与非HGS高锰钢（AR-900）相比，AR-630 HGS显示出明显的YS增强(∼267 MPa）和UTS(∼158 MPa），且塑性和韧性损失很小。

图1 (a)不同HGS样品在RT和LNT下的工程拉伸应力-应变曲线和(b)应变硬化速率曲线，(c)不同低温材料在LNT下的力学性能比较。

图2 （a1、a2、a3）AR-630和（b1、b2、b3）AR-740样品的反极图、核平均取向差和孪晶边界图。

图3 EDS表征的(a) AR-630和(b) AR-740样品的统计粒度分布。用≤500 nm、500 nm - 1 μm和≥1 μm的晶粒范围分别划分UFG、SFG和FG三个尺度。

图4 (a, b) AR-630和AR-740样品的EBSD表征，(c) XRD谱和(d, e)在LNT下断续拉伸应变为25%时对应的KAM分布。

图5 （a，b，c）AR-630和（d，e，f）AR-740样品FG，SFG和UFG区变形亚结构的TEM表征，在LNT下的中断拉伸应变为25%。相比之下，比较了（g，h，i）AR-740样品在RT时的中断拉伸应变为25%。

图6 (a, b) AR-630和AR-740冲击试样在LNT断口附近的EBSD表征，(c) XRD谱和(d, e)相应的KAM分布。

图7 LNT断裂面附近（a、b、c）AR-630和（d、e、f）AR-740冲击试样FG、SFG和UFG区变形亚结构的TEM表征。

图8 （a，b）加载-卸载-再加载应力-应变行为和（c，d）在LNT变形期间AR-630和AR-740样品中不同应力分量的演变。

图9 （a，b）不同温度下退火组织的演变和（c，d）随退火时间增加的AR样品的统计晶粒尺寸分布。

图10 （a） 平均晶粒半径的平方与保温时间的拟合曲线；（b） 统计晶粒尺寸的变化，（c）硬度值的演变，（d）两种HGS在不同温度退火期间的晶界强化计算值。

图11 （a，b）SC图和（c）AR-630和AR-740 HGS钢的UFG和SFG（红色矩形）和FG（黑色矩形）区域的相应统计分布。

图12 （a）AR-630和（b）AR-740样品在LNT下的单个强化机制的综合分布图和真实应力-应变曲线；（c） 单个强化对两种钢背应力的贡献分布图。

图13 （a）AR-630和（b）AR-740样品在LNT下冲击断口的SEM形貌。

图14 LNT下AR-630和AR-740样品的变形试验和相关微观结构演变示意图。

综上所述，通过可控的热机械处理设计了不同晶粒度的非均质组织高锰钢的低温力学性能。根据变形子结构的演变，定量估计了不同强化机制的贡献，揭示了异常强延性组合的成因。以阐述其抗裂机理。通过控制预非对称冷轧后的再结晶生长过程，可以改变包括平均晶粒尺寸以及UFG区、SFG区和FG区比例在内的晶粒等级。采用拟合精度较高的生长模型估计平均晶粒尺寸。630°C退火后，晶界迁移速度较慢，可保持较好的层次性。相反，在740℃保温2 h后，异常的晶粒长大会导致HGS的破坏。