CN118326138A

CN118326138A - 在奥氏体钢合金中形成高塑亚稳纳米孪晶结构的方法

Info

Publication number: CN118326138A
Application number: CN202310109258.4A
Authority: CN
Inventors: 杨涛; 李倩
Original assignee: City University of Hong Kong CityU
Current assignee: City University of Hong Kong CityU
Priority date: 2023-01-12
Filing date: 2023-02-14
Publication date: 2024-07-12
Anticipated expiration: 2043-02-14
Also published as: US20240240277A1; US12221662B2; CN118326138B

Abstract

一种在奥氏体钢合金中形成具延展性、可加工硬化的亚稳纳米孪晶的方法方法。简言之，熔炼高纯度原料以获得铸态钢合金锭，并对其进行均匀化和冷轧处理以轧制，再将经均匀化和冷轧的钢合金锭进行再结晶处理，以消除任何可能的铸造缺陷，接着，再次冷轧再结晶的钢合金，以形成纳米孪晶奥氏体结构。此纳米孪晶奥氏体钢在后续变性过程中，纳米马氏体片层会沿孪晶界形核，从而在钢合金中形成奥氏体/马氏体纳米层状结构，以表现出良好的塑性。

Description

在奥氏体钢合金中形成高塑亚稳纳米孪晶结构的方法

相关申请的交叉引用

本申请涉及于2023年01月12日提交的美国专利申请18/153,374。所述美国专利申请的公开内容通过引用并入本文。

技术领域

本发明涉及钢合金领域。更具体地，本发明涉及一种具有高强度和优异延展性的钢合金。

背景技术

钢铁具有优异的机械性能和经济效益，是现代工业的基石。提升钢铁材料的强度水平能推动相关技术的进步，例如，钢缆强度的不断提升，能使斜拉桥的跨度成倍增加。高强度钢的生产一直是钢铁行业竞争中的关键议题，然而，随着强度提升，经常伴随着便是延展性的严重下降，如常规的高强度钢，当其屈服强度超过1GPa时，均匀伸长率往往受限而难以高于10％。延展性差会导致加工成形过程困难，限制了传统高强度钢的应用。

强度和延展性分别代表材料在承受外来负载时，不发生塑性变形和吸收过多负载的能力，是评估工程和制造中材料可靠性的两个关键标准。随着技术的进步，如何提升金属材料的强度和延展性是材料设计的长期追求，自80年代以来，投入了大量的精力将晶粒尺寸细化到纳米级，来制备纳米晶合金以达到强化合金的效果，并成功地将其强度提高了一个层级。然而，纳米晶合金仍然存在着有限的延展性问题，导致其均匀伸长率较差，这同时也意味着，目前仍然难以实现纳米晶合金的实际应用。

由于位错和孪晶边界之间独特的相互作用，纳米晶强化被认为是优化强度-延展性协同效应的策略；然而，其并无法克服强度和延展性之间的内在冲突，也就是所谓强度-延展性倒置关系。强度-延展性倒置关系源于金属合金中位错所主导的变形机制，而透过引入高密度晶体缺陷可阻碍位错的产生以增强其强度，但也会消耗位错积累的能力，进而限制后续的合金加工硬化。由于孪晶边界具有独特的变形机制，被认为是改善纳米结构合金延展性的理想结构；换句话说，孪晶边界不仅可阻碍位错发生，还可使位错在孪晶面上滑动。尽管如此，基于强度-延展性倒置关系的必然性，纳米孪晶金属的延展性仍然远远低于粗晶金属，因为纳米孪晶合金的塑性变形也会受位错-边界相互作用的影响，当孪晶厚度优化到纳米级时，也同样限制了位错产生和积累的能力。

为了克服与强度-延展性倒置关系相关的技术障碍，需要一种可以在纳米结构合金中提供额外的应力硬化能力，以使应力位错的变形机制。因此，本发明解决了这一需求。

发明内容

本发明的其中一目的是提供一种能够克服强度-延展性倒置关系的钢合金。较特别地，该钢合金具有高塑亚稳纳米孪晶(dynamically transformable nanotwinned，DT-NT)结构，其不仅可阻止位错以强化合金，还可动态转变为纳米层状马氏体/奥氏体的双相结构以提高加工硬化率。

根据本发明的第一方面，在奥氏体钢合金中形成具延展性、可加工硬化的亚稳纳米孪晶的方法，其包括以下步骤：

熔炼高纯度原料以获得铸态钢合金锭；

均匀化该铸态钢合金锭以获得均匀化的奥氏体钢合金锭；

在室温下将该均匀化的奥氏体钢合金锭冷轧至40-60％的压下率；

再结晶该经冷轧的奥氏体钢合金锭以消除铸造缺陷，并形成具有再结晶晶粒的单一面心立方(face-centered cubic，fcc)结构的再结晶奥氏体(as-recrystallizedaustenite，AR)钢合金；以及

冷轧该AR钢合金至40-80％的压下率，以形成亚稳纳米孪晶(DT-NT)结构。

根据本发明的一个实施例，该亚稳纳米孪晶结构提供孪晶边界作为平台，防止位错产生，并在合金受到应力时，将奥氏体相部分转化为马氏体相，形成纳米层状马氏体/奥氏体的双相结构，以表现出良好的塑性。

根据本发明的一个实施例，该方法可进一步包括低温退火步骤，以促进位错恢复和消除应力。

根据本发明的一个实施例，该再结晶退火的温度高于奥氏体化温度，其中该奥氏体化温度可界于1000-1200℃之间。

根据本发明的另一个实施例，该方法可进一步包括在高于该奥氏体化的温度下进行热轧或热锻处理。

根据本发明的一个实施例，该高纯度原料包含22-26重量百分比的镍、0.8-2.5重量百分比的铝、0.8-2.5重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和66.2-68.4重量百分比的铁。

根据本发明的另一个实施例，该高纯度原料包含22-25重量百分比的镍、0.8-3重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和71.4-77重量百分比的铁。

根据本发明的第二方面，一种具延展性、无铬且可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金，其具有亚稳纳米孪晶结构，从纳米孪晶区域延伸出的马氏体相约占纳米结构中的6-30体积百分比，且该马氏体相会形成马氏体薄层与奥氏体薄层交替的结构；该纳米孪晶奥氏体结构不仅可强化合金，还可促进马氏体相转变，以提高加工硬化能力，同时提高其强度和延展性。

根据本发明的另一个实施例，该具延展性延性的可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金的屈服强度至少约为1.4GPa，其伸长率至少约为40％。

根据本发明的一个实施例，该钢合金由22-26重量百分比的镍、0.8-2.5重量百分比的铝、0.8-2.5重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和66.2-68.4重量百分比的铁组成。

根据本发明的另一个实施方案，该钢合金由22-25重量百分比的镍、0.8-3重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和71.4-77重量百分比的铁组成。

根据本发明的第三方面，一种由该具延展性的可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金所制备的汽车用安全部件。

根据本发明的一个实施例，该安全部件包括前纵梁、地板侧加强件、静止内部件、后侧梁、B柱加强件、车顶弓和A框架加强件。

根据本发明的第四方面，一种由该具延展性的可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金所制备的建筑材料。

根据本发明的一个实施例，该建筑材料包括电缆、钢梁和脚手架。

根据本发明的第五方面，一种由该具延展性的可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金所制备的飞机材料。

附图说明

以下附图更详细地描述本发明的实施例，其中：

图1A-1C显示再结晶奥氏体(AR)钢的微观结构；图1A是背散射电子衍射(electronbackscattered diffraction，EBSD)取向图，图1B是相分布图，图1C是显示单面心立方相再结晶微结构的X射线图；

图2A-2D显示了DT-NT钢合金的机械特性；图2A显示DT-NT钢的工程应力-应变曲线，以及粗晶AR钢的应力-应力曲线以进行比较；图2B显示DT-NT钢的拉伸断面扫描显微镜观察图；图2C显示本发明的DT-NT钢屈服强度的变化与均匀伸长率变化的关系，作为对比图中包括了各种纳米孪晶(NT)合金(包括(NT-Cu)纳米孪晶铜合金、NT钢和梯度纳米孪晶合金)的对应数据；图2D显示了DT-NT钢与高强度钢(包括NT、马氏体和相变诱导塑性钢)拉伸性能对比图；

图3A-3H显示进行拉伸试验前的DT-NT钢的微观结构；图3A显示嵌入于高度位错的奥氏体基体中的纳米孪晶束的背散射电子衍射取向图；图3B是背散射电子衍射相分布图；

图3C是显示DI-NT钢的XRD图；图3D是纳米孪晶的透射电子显微镜(TEM)明场影像，其中的放大图为用以确认孪晶结构的选区衍射图(selected-area diffraction pattern，SADP)；图3E是纳米孪晶的高分辨率TEM影像；图3F为显示T/M层状结构厚度的统计分布图；图3G是透过3D-APT重建的元素分布图；图3H为一维成分布图；

图4A-4J显示DT-NT钢的塑性形变的微观机制；图4A显示DT-NT和AR钢的真应力-应变曲线；图4B显示DT-NT和AR钢的应变硬化曲线；图4C是DT-NT钢中的纳米孪晶在承受20％的真应变时的EBSD取向图；图4D显示DT-NT钢合金中和AR合金中的纳米孪晶在承受20％的真实应变时的相分布图；图4E是DT-NT和AR钢中的纳米孪晶在断裂后的EBSD取向图；图4F显示DT-NT和AR钢中的纳米孪晶在断裂后的相分布图；图4G显示在真应变为20％时，DT-NT钢中纳米孪晶的TEM明场影像；图4H是可显示纳米孪晶中存在马氏体的选区衍射图(SADP)；图4I-4J分别显示了孪晶/基体薄层和马氏体的TEM暗场影像，因为马氏体相和奥氏体相之间的取向遵循双Nishiyama-Wasserman取向关系；

图5A-5F为AR合金的EBSD、TEM和XRD图，以显示AR合金在拉伸过程中的微观结构变化；图5A是AR合金于拉伸前的EBSD图；图5B是AR合金断裂后的EBSD图；

图5C是AR合金在5％应变下的TEM明场影像；图5D是AR合金在20％应变下的TEM明场影像；图5E是AR合金断裂后的TEM明场图像；图5F为拉伸前后AR合金的XRD图，显示拉伸后的AR合金中马氏体的体积量约为7％；

图6A-6C显示DT-NT钢在5％应变下的变形机制；图6A是仍具有单一面心立方相结构的DT-NT钢合金的XRD图；图6B是DT-NT钢的位错结构的代表性TEM明场图像；图6C是DT-NT钢的纳米孪晶结构的代表性TEM明场图像；

图7显示DT-NT钢在不同工程应变下的XRD图谱；

图8A-8B显示位错区域的变形机制，其中的插入图是用以显示在位错区域中没有发生马氏体相转变；图8A是应变为20％時，位错区域的TEM明场图像；图8B是断裂后位错区域的TEM明场图像；

图9显示纳米孪晶(NT)、纳米层状双相结构和马氏体的纳米硬度；和

图10A-10C显示纳米孪晶中马氏体相转变的机制；图10A是马氏体相在孪晶边界处形核的高分辨率TEM图像；图10B是孪晶边界的放大TEM图像，显示半-肖克莱(half-Shockley)部分位错偶极子在孪晶平面上滑动，导致上部区域出现马氏体相转变；图10C是DT-NT钢的变形机制示意图。

具体实施方式

在以下叙述中，以具有亚稳纳米孪晶的具延展性且可加工硬化的纳米结构钢合金作为优选示例。对于本领域技术人员来说，显而易见的是，可在不脱离本发明的范围和精神的情况下进行修改，包括添加和/或替换。本文中可省略具体细节，以免混淆本发明；然而，本文是为了使本领域技术人员能够在没有过度实验的情况下实践本文的教导。

根据本发明的第一方面，提供一种在奥氏体钢合金中形成具延展性、可加工硬化的亚稳纳米孪晶结构的方法。制造具有纳米孪晶、奥氏体/马氏体纳米层状纳米结构的钢合金有两个基本原则，包括(1)調控奥氏体的稳定性，以确保钢合金在水冷后，鑄錠中主要由奥氏体相组成；(2)在成形过程中调控奥氏体的层错能，以通过变形处理引入高密度亚稳纳米孪晶。

该方法主要包括以下步骤：

熔炼高纯度原料以获得铸态钢合金锭；

均匀化该铸态钢合金锭以获得均匀化的奥氏体钢合金锭；

冷轧该AR钢合金至40-80％的压下率，以形成亚稳纳米孪晶(DT-NT)结构

在一实施例中，该亚稳纳米孪晶结构提供孪晶边界作为平台，防止位错产生，并在合金受到应力时，将奥氏体相部分转化为马氏体相，形成纳米层状马氏体/奥氏体的双相结构。

在一实施例中，该再结晶退火的温度高于奥氏体化温度，其中该奥氏体化温度可界于1000-1200℃之间。

在一实施例中，该再结晶退火步骤可透过热轧或热锻处理来取代，其中热轧或热锻温度高于奥氏体化温度。

在一实施例中，该高纯度原料包含22-26重量百分比的镍、0.8-2.5重量百分比的铝、0.8-2.5重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和66.2-68.4重量百分比的铁。为了确保其成分均匀，在将样品浇筑到厚度为10mm、宽度为12mm的矩形铜模具前，所有样品均重复熔化至少5次。在1050-1100℃下将铸锭均匀化2小时后，在室温下进行冷轧，使厚度减少60％(约至6mm)，然后于1050-1100℃下再结晶2小时；接着再次在室温下冷轧，使厚度减少75％(约至1.44mm)，并于170℃下退火12小时即完成，所制备的DT-NT钢样品表现出1.4GPa的超高强度，几乎是再结晶钢(289MPa)的五倍，同时保持44％的均匀伸长率，显示所制备的合金是一种具高延展性的超高强度合金。

在另一实施例中，该高纯度原料包含22-25重量百分比的镍、0.8-3重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和71.4-77重量百分比的铁。为了确保其成分均匀，在将样品浇筑到厚度为10mm、宽度为12mm的矩形铜模具前，所有样品均重复熔化至少5次。在1050-1100℃下将铸锭均匀化2小时后，在室温下进行冷轧，使厚度减少60％(约至6mm)，然后于1050-1100℃下再结晶2小时；接着再次在室温下冷轧，使厚度减少75％(约至1.44mm)，并于170℃下退火12小时即完成，所制备的DT-NT钢样品的屈服强度为1320MPa，是再结晶钢(257MPa)的五倍以上，并具有44％的均匀伸长率。

通过结合冷轧和低温退火，DT-NT钢的屈服强度可超过1.4GPa，并具有40％的均匀伸长率。DT-NT钢优于大多数的市售高强度钢，且DT-NT钢所具备的卓越强度-延展性协同性意味着其可提供更高的安全性，并在减轻重量和节能方面具有巨大潜力，同时具有更高的可成形性。

在严重变形的合金中很少观察到马氏体转变，即部分奥氏体转变为马氏体。大量研究显示，大量的预变形可提高奥氏体的稳定性，并抑制马氏体转变，即所谓奥氏体的机械稳定性，其稳定的原因是预变形所导致的高密度晶体缺陷(位错和晶界)破坏了马氏体和母奥氏体之间的取向，抑制了马氏体的成核作用；同时，奥氏体的硬化会增加转变所需克服的应变能，进而提高马氏体成核所需的能量，举例来说，铁-9％锰合金的马氏体转变的起始温度(MS)会随着冷轧压下量的增加而下降；在本发明中，马氏体转变的抑制发生在位错区(非纳米孪晶区)中。奥氏体的机械稳定性是亚稳态合金中强度-延展性倒置关系的主要原因之一；然而，在本发明的DT-NT钢合金中，纳米孪晶中的马氏体转变被显着性地提升，提供了在纳米结构合金中实现转变诱导塑性(transformation induced plasticity，TRIP)效应的潜力策略。如图4所示，马氏体源自纳米孪晶，以形成马氏体/奥氏体的层状结构，其在保持高度延展性的同时也产生高强度。

根据本发明的第二方面，提供了一种高塑亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金；较特别地，该钢合金可通过上述方法完成制备，并且具有动态可转变的纳米孪晶奥氏体结构，当钢合金承受应变时，该结构的部分奥氏体可转变为马氏体，以形成纳米层状的奥氏体/马氏体双相结构。

在一实施例中，该DT-NT钢合金由22-26重量百分比的镍、0.8-2.5重量百分比的铝、0.8-2.5重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和66.2-68.4重量百分比的铁组成；在另一实施例中，该DT-NT钢合金由22-25重量百分比的镍、0.8-3重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和71.4-77重量百分比的铁组成。

为了实现低成本的工业化生产，简化了DT-NT钢的化学组成，其只包含四到五种元素，包括镍、铝、硅、碳和铁。在DT-NT钢中，添加镍、碳和硅可有效地稳定奥氏体，并降低马氏体转变起始温度；然而，过量的镍、硅和碳会使奥氏体过于稳定，并抑制纳米孪晶的变形和因应变形而诱发出马氏体的发生；通过添加铝和碳可调整层错能量。具体而言，添加铝可增加层错能量，而添加碳可降低层错能；此外，添加铝可增强抗氧化性，并降低晶粒粗化温度，以及降低密度并提高强度与重量比；另外，添加硅可增加奥氏体的强度，并增强抗氧化和耐腐蚀性能；然而，过量的铝和硅都会促进脆性相的形成，而降低钢的延展性、韧性和可加工性；另一方面，碳元素可有效地强化奥氏体和马氏体；然而，过量的碳会降低焊接性能。

该合金可不含铬，此降低了钢合金的成本。

纳米孪晶奥氏体/马氏体强化策略可应用于奥氏体钢(铁-22％镍-4％铝-4％硅-2％碳，原子百分比)。镍、硅和碳原子是抑制淬火过程中产生马氏体转变的奥氏体稳定剂，因此，在均匀化退火处理和淬火后，可获得具有再结晶晶粒(平均70μm的晶粒尺寸)的单一面心立方(fcc)结构，并视为再结晶(AR)钢合金。参考图1A-1C，分别显示再结晶(AR)钢合金的微观结构的背散射电子衍射取向图、相分布图和X射线图。通过在室温下进行可控的冷轧处理，将纳米孪晶结构引入至AR合金中，同时保持fcc单相，从而制备出DT-NT钢。换句话说，通过利用纳米孪晶奥氏体和马氏体强化，实现了同时提高强度和延展性的效果。

再结晶DT-NT钢具有与常用的市售奥氏体钢相似的良好强度-延性协同效应；此外，在成形后，DT-NT钢的强度可从250～290MPa提升至1.3-1.4GPa，提高了近5倍，且不牺牲其延展性，此性能在市售钢中从未出现。对于许多市售的高强度钢而言，当屈服强度超过1GPa时，期均匀伸长率将受限，甚至会小于10％；且与304和316L不锈钢相比，DT-NT钢更安全、更便宜、更易于加工，因此在市场上具有很强的竞争力。此外，可以通过传统的热处理和成形技术制备DT-NT钢，从而实现低成本的大规模生产。基于这些原因，DT-NT钢是替代目前广泛用于汽车、建筑和航空航天的奥氏体钢的潜在候选材料。

在一实施例中，DT-NT钢是具有呈现纳米层状马氏体/奥氏体双相微观结构的奥氏体/马氏体结构，并且該奥氏体马氏体薄層是沿着纳米孪晶边界而形成，从而在钢合金中形成奥氏体/马氏体纳米层状结构；在另一个实施例中，DT-NT钢中存在的马氏体相的量为7至30体积百分比。

总结，DT-NT钢的屈服强度远远超过其他钢(如304不锈钢、双相钢、马氏体钢和高锰钢)，并保有相当的均匀伸长率，这说明DT-NT钢材有望延长最终产品的寿命并降低其重量；在相同强度水平下，DT-NT钢的均匀伸长率也比市售钢(如马氏体钢)的均匀伸长率大上一个级别，显示DT-NT钢更易成形，并可被制备成复杂的形状；另外，由于DT-NT钢的生产线是基于传统技术的组合，因此，可以工业化的方式生产DT-NT钢。

实施例

实施例1

参考图2A-2D，进一步评估了DT-NT钢的机械性能。如图2A所示，通过比较再结晶(AR)钢和DT-NT钢的工程应力-应变曲线，可见DT-NT钢的屈服强度(σ_y)为1439MPa，几乎是AR钢(289MPa)的五倍，且DT-NT钢具有优异的均匀延展性(44％)，其略优于CG样品(39.8％)。如图2B所示，DT-NT钢的断裂表面具有许多韧窝，显示其为韧性断裂。如图2C所示，NT合金，如NT Cu、316L和304不锈钢以及梯度纳米孪晶(GNT)钢，其屈服强度的倍增伴随着延展性的显着下降。通常，当纳米孪晶合金的屈服强度达到千兆帕时，会完全丧失均匀延伸率；但DT-NT钢卓越的强度-延展性协同效果优于许多高强度钢，像是纳米孪晶强化(NT)钢、马氏体钢和转变诱发塑性(TRIP)钢。如图2D所示，在相同强度水平下，DT-NT钢的均匀伸长率比马氏体钢高上一个数量级；同时，DT-NT钢的屈服强度也远远超过其他具有相当均匀伸长率的钢。因此，DT-NT钢成功地克服强度-延展性的倒置关系，此与传统识知相矛盾，一般认为冷轧会产生更高的强度，但会严重牺牲延性。

实施例2

为了阐明超高强度的原理，进行了DT-NT钢的微观结构研究。可在DT-NT钢的背向散射电子衍射取向图中发现具有高密度纳米孪晶的fcc单相结构(如图3A-3B所示)。

通过使用Rigaku X射线衍射(X-ray diffraction，XRD)仪器和Cu-Kα辐射以及单色仪进行物相定性分析。如图3C所示，DT-NT钢的XRD图谱显示，由于其绝热升温效应，在冷轧过程中没有出现马氏体相。

此外，透过透射电子显微镜(TEM)检测拉伸试验期间的微观结构演变。TEM检视是以200kV的JEOL 2100F和300kV的双像差校正TEM(Titan Cubed Themis G2300)进行，待检测的样品先以机械抛光处理为厚度50μm的Ф3mm的圆盘状，并再以离子研磨法打薄。如图3D所示，透过TEM，可见DT-NT钢是由两种类型的亚结构组成：孪晶束(图中虚线所示，以下称为纳米孪晶奥氏体)嵌入于高密度位错(2.374×10¹⁵m^-2)的变形基体中。透过高分辨率TEM(图3E)，可见孪晶/基质薄层的厚度为纳米级，范围为3nm至150nm，平均值约为22±3.3nm(图3F)；且透过TEM的统计测量，显示纳米孪晶占总体积的66％。

此外，透过3D原子探针层析(atom probe tomography，APT)测量其元素分布。APT测量是在70k的电压模式下，以200kHz的脉冲重复率、20％的脉冲分数和0.2％原子/脉冲的蒸发检测率进行分析。APT所需针状样品由在双束聚焦离子束(FIB)仪器(FEI Scios)制备。如图3G-3H所示，DT-NT钢的化学成分分析结果显示，其元素呈均匀分布，无碳化物等的沉淀形成。

实施例3

孪晶边界可有效阻止位错，以產生高强度的特性。

根据泰勒硬化定律和混合定律，纳米孪晶强化和位错强化所产生的屈服应力分别约为898和303MPa，其中纳米孪晶的强度达到1.36GPa，但仍低于依照Hall-Petch关系计算所得的值(1.8GPa)。

实施例4

DT-NT钢的独特之处在于其不仅像NT一样可强化合金，还可通过增强加工硬化能力达到提升其延展性的作用，因此深入了解和研究DT-NT钢的塑性变形微观机制显得更为重要。简单来说，为了测试其拉伸特性，以电火花线切割机制备标距为12.5mm、横截面为3.2x1.4 mm²的狗牙形样品，且拉伸样品的负载方向对齐于轧制方向，所有拉伸样品均经高达2000#的细碳化硅纸研磨。拉伸试验在材料测试系统(MTS，Alliance RT30)拉伸机中于室温下进行，应变率为2×10^-4s^-1，每个样品均进行三次测试，以确保数据再现性。

纳米孪晶奥氏体/马氏体的独特之处在于其不仅像NT一样可强化合金，还可通过增强加工硬化能力达到提升其延展性的作用。如图4A-4B所示，与AR合金呈现持续下降的加工硬化能不同，DT-NT钢表现出明显的硬化阶段，因此能够在不牺牲延展性的情况下，将真实拉伸应力加倍至2.1GPa。一般而言，随着真实应变上升，产生加工硬化率呈线性下降是合金的典型特征，这是位错增殖能力的耗尽所导致的。通过EBSD(图5A-5B)、TEM(图5C-5E)和XRD(图5F)的组合显示AR合金位错中的主导变形机制；如图5A-5B所示，分别是拉伸前和断裂后的AR合金取向分布图，滑移带的密度会随着应变的增加而增加，仅在在断裂后的AR合金中观察到少量马氏体；参照图5C-5E，TEM明场影像显示了AR合金在5％、20％应变下和断裂后的变形机制，即位错密度会随着应变的增加而上升，并且如插入的选区电子衍射图(selected area electron diffraction，SAED)所示，位错结构中很明显地没有产生马氏体转变；再参见图5F，在断裂后AR样品中，仅检测出少量马氏体(约占7体积百分比)，并不足以提高加工硬化能力。

相反的，在DT-NT钢呈现多段加工硬化现象。在拉伸过程中，预先存在的位错会率先被激活以维持应变；位错从间隙中的溶液原子上脱离钉扎点导致上下屈服点的出现。如图6A-6C所示，于XRD(图6A)和TEM观察(图6B-6C)中，当应变低于17％(例如，5％)下时，DT-NT钢的变形主要由位错活动主导，很少出现马氏体。相较于AR合金，预先存在的位错的开动和动态回复可造成正向但较低的加工硬化率；然而，随着进一步变形(应变≥17％)，DT-NT钢的加工硬化率会显着增加，并且于20％时超过AR合金的加工硬化率，显示出明显的加工硬化阶段；此外，DT-NT钢可保持较高的加工硬化率(约2.5GPa)，直到真应变达到30％。这与NT合金、纳米晶粒合金或变形处理后的合金中的变形软化完全不同。由此可见，传统NT合金的优异延展性的关键原因是因为当应变大于17％时的显着加工硬化性能。

为了确定DT-NT钢在大于17％的应变下所体现的高加工硬化率的原因，针对不同应变下的微观结构进行了系统性研究。结果显示，当真实应变增加至超过17％时，会产生马氏体；马氏体的体积百分比会从应变为20％时的6体积百分比，上升到30体积百分比(根据图7中的XRD图计算所得)。由此可见，马氏体转变是加工硬化率提升的主要原因；此外，通过EBSD(图4C-4F)和TEM(图4G-4J)进一步的研究微观结构，结果显示变形所诱导的马氏体转变主要是发生在纳米孪晶中，几乎不会出现在位错区域中(图8A-8B)；EBSD的统计结果显示，纳米孪晶中马氏体的体积百分比从真应变为20％时的9.4体积百分比，上升到断裂时的54.3体积百分比，进一步证实几乎所有马氏体转变都发生在纳米孪晶晶粒中。

如图4C-4D所示，在纳米孪晶区域中，马氏体是层状的并且平行于孪晶片层。纳米孪晶区(图4G)的选区电子衍射(SAED)(图4H)展示了马氏体和奥氏体之间的双西山关系(double Nishiyama-Wasserman relationship) 显示马氏体转变的惯习面是孪晶平面。在TEM暗场下，可区分出孪晶/基体和马氏体，分别如图4I和图4G所示。影像中显示纳米级的孪晶薄片会因为马氏体转变而变得不规则(图4I-4J)，且随着应变的增加，层状马氏体沿着孪晶/基体长大，将奥氏体纳米孪晶转变为层状奥氏体/马氏体双相结构(图4E-4F)。

通过提供足够的加工硬化能力，引入高塑亚稳纳米孪晶可作为提供延展性的方式。受到母体纳米孪晶的限制，马氏体也表现出纳米级的厚度，因此可形成纳米层状奥氏体/马氏体双相结构。如图9所示，新生成的纳米双相结构表现出7.5±0.3GPa的纳米硬度(马氏体的纳米硬度达到8.1±0.46GPa)，远高于母体纳米孪晶(其纳米硬化度为5.6±0.4GPa)，因此，在较大的应变下，纳米孪晶中的连续马氏体转变可以动态强化合金，并抑制应变局部化，以产生优异的延展性。DT-NT钢的这种变形机制与传统的NT合金截然不同，在传统的NT合金中，塑性变形时的孪晶边界是稳定的，不会有任何相变；然而，随着应变的增加，位错增加的能力很快会耗尽，使剪切带和退孪生主导局部变形，严重的局部变形会降低纳米孪晶的强化效果，进而导致了早期颈缩。

实施例5

进一步进行相关的理论和实验研究，探讨纳米孪晶中马氏体转变的潜在机制。

透过高分辨率透射电子显微镜(HRTEM)，孪晶边界为马氏体转变提供了成核位点(图10A)。可以通过两步骤Shockley部分位错运动使面心立方结构奥氏体转变到体心四方结构(bct)-α′马氏体，第一步骤中，每隔一个(111)_γ原子面滑移一个Shockley不全位错，形成六方紧密堆积(hcp)-ε相；然后，半Shockley部分位错偶极子在hcp相中的每个(0001)ε面上滑动，将hcp-ε相转变为bct-α′马氏体。然而，如图10B所示，在孪晶边界的辅助下，可以仅通过一个步骤来完成马氏体转变：半Shockley部分位错偶极子在孪晶面上滑动并伴随着原子重排，以将孪晶面转变为马氏体核(图10C)，因此，孪晶界是马氏体成核的优先位置；此外，在变形诱导的孪晶边界上存在许多台阶，促进了部分位错的成核，加速马氏体转变。

总的来说，纳米孪晶奥氏体/马氏体强化克服了金属材料的强度-延展性倒置关系，主要是通过利用双功能的孪晶边界：孪晶边界不仅阻碍位错以提高强度，还促进马氏体转变以实现TRIP效应并提高延展性。本发明显示了通过将纳米孪晶作为成核的优先位点，可有效促进严重变形奥氏体钢中的马氏体转变，换言之，提出了优化纳米结构合金延展性的新途径，且这种简单有效的强化策略有望轻易地应用于其他亚稳态合金。

上述描述是为了说明和描述本发明的目的，其并非旨在穷尽或将本发明限制于所公开的精确形式，对于本领域技术人员来说，许多修改和变化将是显而易见的。

选择和描述上述实施例是为了最好地解释本发明的原理及其实际应用，从而使本领域的其他技术人员能够理解本发明的各种实施例以及适合于预期的特定用途的各种修改。

如本文中所用且未另行定义的术语，如术语“实质性”、“实质性地”、“近似的”和“大约的”是用于描述和说明微小的变化。当与事件或情况一起使用时，术语可以包括事件或情况精确发生的事例以及事件或情况接近发生的事例。例如，当与数值一起使用时，这些术语可以包含小于或等于该数值的±10％的变化范围，例如小于或等于±5％、小于或等于±4％、小于或等于±3％、小于或等于±2％、小于或等于±1％、小于或等于±0.5％、小于或等于±0.1％或小于或等于±0.05％。

Claims

1.一种在奥氏体钢合金中形成具延展性、可加工硬化的亚稳纳米孪晶的方法，其特征在于，包括：

熔炼高纯度原料以获得铸态钢合金锭；

均匀化所述铸态钢合金锭以获得均匀化的奥氏体钢合金锭；

在室温下将所述均匀化的奥氏体钢合金锭冷轧至40-60％的压下率；

再结晶所述经冷轧的奥氏体钢合金锭以消除铸造缺陷，并形成具有再结晶晶粒的单一面心立方结构的再结晶奥氏体钢合金；以及

冷轧所述再结晶奥氏体钢合金至40-80％的压下率，以形成亚稳纳米孪晶结构；

其中所述亚稳纳米孪晶在拉伸过程中可逐步转变为奥氏体/马氏体纳米片层结构，以表现出良好的塑性；其中所述马氏体相的存在量为7至30体积百分比。

2.根据权利要求1所述的方法，其进一步包括低温退火步骤，以促进位错恢复和释放应力。

3.根据权利要求2所述的方法，其中所述低温退火的温度介于140-200℃之间。

4.根据权利要求1所述的方法，其进一步包括在高于奥氏体化温度的温度下进行热轧或热锻处理。

5.根据权利要求1所述的方法，所述高纯度原料包含22-26重量百分比的镍、0.8-2.5重量百分比的铝、0.8-2.5重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和66.2-68.4重量百分比的铁。

6.根据权利要求1所述的方法，所述高纯度原料包含22-25重量百分比的镍、0.8-3重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和71.4-77重量百分比的铁。

7.一种具延展性、无铬且可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金，其特征在于，包括：纳米层状马氏体/奥氏体双相纳米结构，其中所述马氏体相从纳米孪晶区域延伸出并占所述纳米结构的7至30体积百分比，且所述马氏体相会形成马氏体薄层与奥氏体薄层交替的结构；其中所述薄层厚度的范围为3nm至150nm。

8.根据权利要求7所述的钢合金，其中所述具延展性且可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金具有至少1.4GPa的屈服强度和至少40％的伸长率。

9.根据权利要求7所述的钢合金，其中所述具延展性且可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金由22-26重量百分比的镍、0.8-2.5重量百分比的铝、0.8-2.5重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和66.2-68.4重量百分比的铁组成。

10.根据权利要求7所述的钢合金，其中所述具延展性且可加工硬化的亚稳纳米孪晶奥氏体钢合金由22-25重量百分比的镍、0.8-3重量百分比的硅、0.2-0.6重量百分比的碳和71.4-77重量百分比的铁组成。

11.一种汽车用安全部件，其特征在于，所述安全部件由权利要求7所述的钢合金制备而成。

12.根据权利要求11所述的安全部件，其中，所述安全部件包括前纵梁、地板侧加强件、静止内部件、后侧梁、B柱加强件、车顶弓和A框架加强件。

13.一种建筑材料，其特征在于，所述安全部件由权利要求7所述的钢合金制备而成。

14.根据权利要求13所述的建筑材料，其中，所述建筑材料包括电缆、钢梁和脚手架。

15.一种飞机材料，其特征在于，所述飞机材料由权利要求7所述的钢合金制备而成。