导读：精确调控转变诱发塑性（TRIP）和孪晶诱发塑性（TWIP）效应对于设计兼具高强度与优异延展性的奥氏体钢至关重要。本文报道了通过热轧在亚稳奥氏体钢中实现了从 TRIP 主导变形机制向 TWIP 的转变，从而显著提升了强度并使延展性提高一倍以上。综合的微观结构表征和理论分析表明，热轧在奥氏体晶界引入了显著的碳偏析，形成了高密度的位错和纳米级析出物。碳富集显著提高了局部堆垛层错能，有效抑制了ε马氏体的形成。同时，密集的位错网络通过位错解离提供了丰富的堆垛层错生成位点，从而促进了堆垛层错和变形孪晶的形成。虽然纳米析出物对强化作用较为温和，但它们增加了滑移阻力，并在足够高的外加应力下进一步促进了堆垛层错的形成。这些发现突出了热轧在精确调控局部化学成分和缺陷结构以控制变形机制中的作用，为设计用于广泛结构应用的强韧奥氏体钢提供了一种有前景的策略。

奥氏体钢因其优异的强度和延展性组合，在工程应用中得到了广泛应用。这种有利的强度-延展性平衡主要源于两种变形机制：孪晶诱发塑性（TWIP）和相变诱发塑性（TRIP）效应。TWIP 效应涉及奥氏体晶粒在塑性变形过程中形成变形孪晶，通过所谓的动态霍尔-佩奇效应有效细化晶粒，从而增强应变硬化。相比之下，TRIP 效应源于奥氏体在应力和应变诱导下转变为ε马氏体（具有密排六方（HCP）结构）[7]和α′-马氏体（具有体心立方（BCC）结构）。层状ε马氏体与变形孪晶类似，有助于强化；而α′-马氏体则因其高内部缺陷密度而作为硬质强化相[8]。鉴于它们对力学性能的关键影响，调整 TWIP 和 TRIP 效应的激活对于先进奥氏体钢的设计至关重要。

在亚稳奥氏体中 TRIP 或 TWIP 效应的激活主要受其层错能（SFE）的调控。大量研究表明，当 SFE 低于~20 mJ/m 2 时，TRIP 效应占主导地位，而在~20–60 mJ/m 2 范围内，TWIP 效应则活跃。传统上，合金设计策略主要集中于通过调整化学成分来调节 SFE。例如，增加碳含量能有效提高 SFE，从而导致变形机制从 TRIP 效应向 TWIP 效应的转变。除了化学成分，奥氏体的晶粒尺寸也显著影响 SFE。Jun 等人表明，在 Fe–18Mn（质量分数）合金中，将晶粒尺寸从 185 µm 减小到 13 µm，使 SFE 从 6 增加到 11.2 mJ/m 2 。类似地，Kisko 等人报道，在 204Cu 不锈钢中将奥氏体晶粒尺寸从 18 µm 细化到 0.5 µm，由于 SFE 的增加而抑制了 TRIP 效应。在相关研究中，Misra 等人表明，将 301LN 不锈钢的晶粒尺寸从 22 微米减小到 225 纳米，显著增强了奥氏体稳定性，导致变形机制从应变诱导马氏体相变转变为变形孪晶。

最近，温轧作为一种有效工艺路线，已被用于提高奥氏体钢的屈服强度，同时通过调节奥氏体稳定性来调整其变形机制[[18], [19], [20]]。温轧过程中的微观结构演变取决于轧制温度和施加的塑性应变，通常由厚度减薄控制。在相对较高的温度和较大的厚度减薄下，通过连续或非连续再结晶发生晶粒细化。相反，在较低温度下进行无再结晶的温轧倾向于使晶粒拉长并产生高位错密度。He 等人表明，温轧诱导的位错可以稳定马氏体-奥氏体双相介质 Mn 钢中的奥氏体，从而实现可控的 TRIP 激活和延展性提高。Torganchuk 等人报道，在 500–800 °C对Fe–18Mn–0.4C（wt. %）奥氏体钢进行温轧，由于位错密度的增加，在拉伸变形过程中抑制了ε-马氏体的形成。Li 等人发现，对Fe–18Mn–0.75C–1.7Al–0.5Si（wt. %) TWIP钢在 300 °C 下进行热轧，随着轧减量的增加，形成了更细密变形孪晶，这归因于预先存在的位错对孪晶部分位错移动的阻碍作用。在另一项关于Fe–25Mn–0.5C TWIP 钢的研究中，热轧导致变形模式从孪晶转变为微带形成，这可由晶粒细化及相关的 SFE 增加来解释。这些发现共同表明，热轧诱导了复杂的微观结构变化，进而改变了亚稳奥氏体的主导变形机制。然而，其潜在机制尚不明确，可能涉及多种微观结构特征的相互作用。

在本研究中，我们报道了在亚稳奥氏体钢经温轧后发生的 TRIP 向 TWIP 转变。通过电子背散射衍射、电子通道衬度成像、同步辐射 X 射线衍射、透射电子显微镜和原子探针断层扫描系统地表征了初始和变形后的微观结构。结果表明，这种变形机制的转变受温轧过程中引入的晶界偏析、高密度位错和纳米析出物的综合作用所控制。这些发现为温轧亚稳奥氏体钢的加工-微观结构-机制关系提供了新的见解，并为调整其变形机制和最终力学性能提供了潜在策略。

相关研究成果以“Warm rolling induced TRIP-to-TWIP transition in a metastable austenitic steel: Roles of grain boundary segregation, dislocations and nanoprecipitates”发表在Acta Materialia上

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645425009814?via%3Dihub

图 1. AR 和 WR 样品的初始微观结构：(a, d) EBSD 相图；(b, e) 反极图和(c, f) KAM 图

图 2. AR 和 WR 样品的力学性能和断口形貌：(a) 工程应力-应变曲线，插图显示拉伸方向；(b) 真应力-应变曲线（实线）和应变硬化率曲线（虚线）；(c, d) AR 和 WR 样品的断口表面。

图 3. (a) AR 和(b) WR 样品在变形到不同应变水平后的 XRD 图谱。

图 4. AR 和 WR 样品在变形过程中的微观结构演变：(a-c, g-i) EBSD 相图，显示相组成的演变；(d-f, j-l) 逆极图，显示变形过程中层状结构的形成。

图 5. 5%和 10%应变下的(a-b) AR 和(c-d) WR 样品的 ECCI。子图 a 1 、b 1 、c 1 和 d 1 显示了对应主图中虚线矩形标记区域的放大视图。

图 6. AR 和 WR 样品变形过程中奥氏体中的位错密度和错配概率的演变：(a, b) 修改后的威廉姆森-霍尔图，用于展示方程 (1) 对实验数据的拟合；(c) 位错密度和 (d) 错配概率随应变的变化。

图 7. 未变形 AR 和 WR 样品的 TEM 表征：(a) AR 样品的明场图像，(b) 放大的图像；(c) 从(a)获得的 SAED 图谱；(c) WR 样品的明场图像，(g) 虚线矩形标记区域的放大图像；(e) 从(d)获得的 SAED 图谱；(f) 用于索引(e)中子衍射图案的示意图；(h) 显示纳米颗粒的高分辨率 TEM 图像；(i) (h)所示图像的快速傅里叶变换。

图 8. 未变形 AR 和 WR 样品的 APT 分析：(a, b) Cu 的 3D 原子分布图；(c)以 Cu 为中心的径向分布函数，表明不存在 Cu 团簇；(d, f) Fe 的 3D 原子分布图，使用 6 at %等浓度面来可视化碳偏析；(e, g)沿(e, f)中标记的圆柱体的 Fe、Mn、C 和 Cu 元素分布，揭示 WR 样品晶界处存在显著的碳偏析。

图 9. 5%应变 AR 样品的 TEM 表征：(a) TEM 明场像，显示 Shockley 分割位错从奥氏体晶界发射以及层错的形成；插图中的 SAED 图案来自虚线圆圈标记的区域。(b, c) (a)中标记区域的放大视图；(d) (b)中指示区域的 HRTEM 像的插图显示虚线方框包围区域的 FFT。

图 10. 5%应变 WR 样品的 TEM 表征：(a) TEM 明场图像，显示奥氏体晶粒中形成的高密度层错；(b) (a)中虚线圆内的 SAED 图谱；(c) (a)中标记区域的放大视图；(d)单个层错的 HRTEM 图像，整个图像的 FFT 显示在插图中；(e-g) (d)中标记区域的放大视图及其对应的 FFT，显示界定层错的两个肖克利部分位错被 FCC 纳米析出物钉扎。

图 11. 10%应变 AR 和 WR 样品的 TEM 表征：(a) AR 样品的 TEM 明场图像，插图显示虚线圆圈区域的选区电子衍射（SAED）图谱；(b) (a)中高分辨透射电子显微镜（HRTEM）图像，插图显示虚线方框区域的放大视图和相应的快速傅里叶变换（FFT）；(c) WR 样品的 TEM 明场图像，插图显示虚线圆圈区域的 SAED 图谱。(d) (c)中指示区域的 HRTEM 图像，插图显示虚线方框区域的放大视图和相应的 FFT。

图 12. 施加应力下完美位错解离的分析：(a) 在  平面上的解离示意图，完美位错在施加的 resolved shear stress 下解离为 leading 和 trailing Shockley 分位错；(b) 不同滑移阻力值下形成宽层错的概率与 resolved shear stress 的关系；(c) 不同 resolved shear stress 级别下滑移阻力下的概率关系。

在这项工作中，我们揭示并系统地研究了由温轧诱导的亚稳奥氏体钢中从 TRIP 到 TWIP 的变形机制转变。基于综合实验和理论分析，主要结论如下：

对再结晶奥氏体钢进行温轧显著提高了强度和延展性，将屈服强度从 254 MPa 提高到 550 MPa，抗拉强度从 611 MPa 提高到 1036 MPa，均匀延伸率提高了一倍多（从 25 %提高到 59 %）。这种改进源于变形机制从γ→ε→α′马氏体相变具有 TRIP 效应转变为具有强烈孪晶的 TWIP 效应的转变。

温轧在奥氏体晶界引入了显著的碳偏析，形成了高密度的位错和纳米级析出物。碳偏析显著增加了奥氏体晶界的局部 SFE 至∼27.0–30.1 mJ/m 2 ，这些晶界作为ε-马氏体的形核位点，从而在变形过程中完全抑制了ε-马氏体的形成。

除了晶界之外，温轧引入的高密度位错通过完美位错的解离，成为产生层错的新增来源，因此促进了层错和孪晶的形成。而纳米析出物对强化的贡献相对较小（约 20 MPa），但它们增加了肖克利分位错的滑移阻力，并在足够高的外加应力下通过位错解离促进层错的形成。