辽宁省材料研究院&南京理工大学&铜陵学院 Acta Materialia 分散微剪切带助力双相异质结构:2 GPa级超高强钢的强韧协同新机制

文章导读

异质结构材料（HSMs）凭借显著的协同强化与硬化效应，为克服强度-塑性倒置提供了有前景的途径。HSMs的区域构型对最大化区间协同效应至关重要。本工作通过调控轧制预应变和后续临界退火时间，对低碳钢中的铁素体和马氏体区域进行了优化设计。较大的轧制预应变（80%压下量）与较长的退火时间（15分钟）促进了优化的双相异质结构的形成，等轴铁素体晶粒弥散分布于超细晶马氏体基体中。这种弥散异质结构双相钢（HSDP3）实现了2.0 GPa的超高强度和可观的塑性，且与低预应变HSDP钢（HSDP1与HSDP2）相比，应变硬化率显著提升。力学性能的改善源于弥散微剪切带介导的有利区间协同效应。具体而言，弥散的微剪切带在异质区域内引发了层次化塑性变形，包含变形铁素体、严重变形马氏体和轻微变形马氏体。轻微变形马氏体显著增强了与铁素体的应变分配，从而尤其在低应变阶段促进了异质变形诱导（HDI）硬化。此外，密集的稳定剪切带促使更多马氏体与铁素体协同承受大应变，提高了大应变阶段的应变硬化与塑性。

DOI: https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.122232

背景介绍

超高强度金属结构材料追求强度与塑性的协同，但传统材料常面临强度-塑性倒置关系。异质结构材料通过构筑具有显著力学性能差异的区域，产生异质变形诱导（HDI）应力和微剪切带等协同效应，成为突破这一瓶颈的重要途径。双相钢作为典型异质结构，其性能强烈依赖于软/硬相的体积分数、空间分布和强度差异。已有研究表明，当软相以弥散岛状嵌入硬基体时，可获得更优的协同强化效果，但微剪切带在此过程中的形成机制、调控因素及其对异质区域变形行为的反馈尚不明确。因此，以低碳铁素体-马氏体双相钢为模型，探明双相构型对微剪切带行为的影响规律，挖掘基于微剪切带的协同强化与韧化机制，对设计高性能异质结构材料具有重要科学意义。

实验结果展示

图1. 温轧过程中760DP钢的微观组织演变。（a）760°C临界退火形成的双相组织；（b1, b2）压下率为30%和80%轧制后的SEM照片；（c）未变形760DP钢（0%轧制）的TEM照片；（d1, d2）30%轧制后的TEM照片；（e1）80%轧制后的TEM照片；（e2）高分辨TEM照片显示不同颜色标示的纳米层片；（f）不同轧制压下量下板条厚度分布。

图2. 不同初始轧制预应变和760°C退火时间下钢的代表性SEM照片。（a1-a3）0%轧制后分别退火3、5和15分钟；（b1-b3）30%轧制后分别退火3、5和15分钟；（c1-c3）80%轧制后分别退火3、5和15分钟；（d）马氏体体积分数随退火时间的演变；（e）80%轧制钢经不同时间退火后的铁素体晶粒尺寸分布。

图3. 初始轧制应变对马氏体组织的影响。（a-c）轧制钢在760°C退火15分钟后的EBSD图；（d1）板条马氏体层次结构示意图；（d2）IPF图显示马氏体有效晶粒尺寸DM的测量；（e）轧制钢在760°C退火15分钟后的DM分布。

图4. DP钢的力学性能。（a1-a3）不同轧制条件下制备的DP钢的工程应力-应变曲线；（b）抗拉强度与均匀延伸率随退火时间的演变；（c）典型钢样的真应力-真应变曲线及应变硬化率曲线；（d）HSDP3钢与文献中低碳钢的强度-塑性组合对比。

图5. DP钢中的HDI应力与硬化。（a）760DP和HSDP3钢的加载-卸载-再加载真应力-应变曲线；（b1, b2）HDI应力σHDI和HDI硬化率θHDI随应变的变化；（c1, c2）拉伸变形过程中σHDI/σflow和σeff/σflow的演变。

图6. 拉伸过程中分散微剪切带的演变。（a1-a3）全局应变分别为1%、3.5%和5.2%时应变分布的演变；（b）不同全局应变下沿a3中黄色箭头的应变分布；（c）b中第一个应变峰的放大图，显示由高斯拟合得到的峰高H和半高宽W；（d）平均W和H随全局应变的变化。

图7. 微剪切带对铁素体和马氏体应变分布的影响。（a1, a2）HSDP3钢在全局应变5.2%时的高倍应变图；（b1, b2）沿a2中箭头的应变分布；（c1, c2）不同全局应变下铁素体和马氏体的应变分布；（d1）平均εF、εM及差值(εF-εM)随全局应变的演变；（d2）应变梯度随全局应变的演变。

图8. 利用代表性体积元有限元模拟分析应力分布与剪切带演变。（a1-a4）拉伸过程中von Mises应力的分布演变；（b）沿典型剪切带在不同全局应变下的应力演变；（c）剪切带长度LSB随全局应变的变化；（d1, d2）全局应变为1%和5%时马氏体区域的应变分布；（e）不同全局应变下发生变形的马氏体分数。

图9. 铁素体在变形过程中的亚结构演变。（a1, a2）HSDP3钢在全局应变3%和5%时的GND密度图；（b1）铁素体晶粒在应变3%和5%时的GND密度分布；（b2）沿a1和a2中黄色箭头的累积取向差随距离的变化；（c1-c3）HSDP3钢在全局应变0%、3%和5%时的明场TEM照片；（d）平均位错胞尺寸随拉伸应变的变化；（e1, e2）全局应变3%和5%时胞壁宽度的测量。

图10. 剪切带区内马氏体的变形响应。（a1）全局应变5%时变形DP组织的SEM照片；（a2, a3）利用FIB技术在剪切带区提取严重变形马氏体样品的步骤；（b1, b2）所选区域的TKD IPF图与GND密度图；（c）严重变形马氏体的取向差分布和GND密度分布；（d, e）剪切带区严重变形马氏体的明场TEM照片；（f）变形马氏体亚结构演变示意图。

图11. 统计相似代表性体积元模拟研究铁素体晶粒尺寸和分布对剪切带演变的影响。（a1-a4）具有相同铁素体含量但不同铁素体晶粒尺寸的DP钢模型；（b1-b4）全局应变4%时对应DP钢的von Mises应变图；（c）铁素体晶粒尺寸与剪切带密度的关系；（d）严重变形马氏体分数随全局应变的变化；（e）不同铁素体特征下DP钢中马氏体的应变硬化率曲线；（f）不同铁素体晶粒尺寸DP钢的计算工程应力-应变曲线；（g）均匀延伸率和抗拉强度随剪切带密度的变化。

图12. HSDP3钢强化与韧化机制示意图。（a）异质界面影响区Hbar和尖端应力；（b）HSDP3钢强度与塑性贡献来源说明；（c1, c2）钢中两种不同的铁素体晶粒分布形态。

主要研究内容与机制解析

本研究通过对760DP低合金钢施加30%和80%温轧预应变，并进行760°C下3~15分钟的临界退火，系统调控了铁素体与马氏体的体积分数、晶粒尺寸和空间分布。结果表明，80%压下量轧制配合15分钟退火可获得优化的弥散异质结构双相钢（HSDP3）：铁素体晶粒约1 μm，均匀嵌入超细晶马氏体基体，马氏体体积分数达82%。HSDP3实现了1544 MPa屈服强度、2002 MPa抗拉强度和5.8%均匀延伸率，在2 GPa级超高强度下仍保持可观塑性，并表现出持续的高应变硬化率。

通过加载-卸载-再加载实验、原位SEM-DIC应变测量与有限元模拟，揭示了其强韧化机制：变形初期，铁素体优先屈服，应力集中于相界面，弥散微剪切带在界面处形核并沿约45°最大切应力方向扩展。由于铁素体晶粒细小弥散、应变硬化能力高，且大量相界面限制了剪切带自由扩展路径，微剪切带被稳定化为密集的分散网络，避免了灾难性剪切失稳。微剪切带将马氏体区分为轻微变形马氏体（约占80%）和严重变形马氏体（约占20%），形成层次化塑性变形。轻微变形马氏体与铁素体之间保持强烈的应变分配，驱动高密度几何必需位错积累，产生显著的HDI硬化，尤其在低应变阶段贡献额外强化；密集稳定剪切带则迫使更多马氏体协同铁素体承受大变形，通过板条扭折和位错胞化实现应变协调，保证了大应变阶段的应变硬化和塑性。同时，铁素体全部嵌入马氏体基体的构型使得每个铁素体晶粒都受背应力强化，屈服强度超越简单混合法则。最终，HDI硬化主导低应变强化，而弥散稳定微剪切带维持高应变持续硬化，二者协同实现了超高强度与可观塑性的兼得。

文章总结

通过大轧制预应变与长时临界退火的工艺设计，在低碳钢中构建了铁素体均匀弥散分布于超细晶马氏体基体的双相异质结构，获得了2.0 GPa级抗拉强度与可观塑性的协同。弥散微剪切带经历形核、扩展和稳定化演化，诱导了包含变形铁素体、严重变形马氏体和轻微变形马氏体的层次化变形模式。轻微变形马氏体维持与铁素体的高效应变分配，提供强烈的异质变形诱导硬化；密集稳定的剪切带促使更多马氏体协同形变，抑制应变局域化，持续提升应变硬化能力。嵌于硬基体的全部铁素体晶粒均受到背应力强化，使材料屈服强度超越混合法则。此项工作厘清了微剪切带介导的区间协同强化与韧化机制，为通过异质构型设计突破超高强度钢的强度-塑性倒置提供了新思路。