多級(jí)結(jié)構(gòu)的金屬材料強(qiáng)韌化機(jī)理研究進(jìn)展

劉寶璽，林曾孟，殷福星

多級(jí)結(jié)構(gòu)的金屬材料強(qiáng)韌化機(jī)理研究進(jìn)展

劉寶璽，林曾孟，殷福星

（河北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院 能源裝備材料技術(shù)研究院 天津市材料層狀復(fù)合與界面控制重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300132）

強(qiáng)度和塑韌性是金屬結(jié)構(gòu)材料主要的性能指標(biāo)，然而通常會(huì)出現(xiàn)強(qiáng)度與塑韌性倒置的現(xiàn)象，即傳統(tǒng)的固溶強(qiáng)化、納米晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和加工硬化在追求強(qiáng)度的同時(shí)會(huì)不可避免地犧牲金屬材料的塑韌性。根據(jù)多級(jí)多尺度仿生結(jié)構(gòu)可協(xié)同提高強(qiáng)度和韌性的思路，系統(tǒng)介紹了兩級(jí)Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料、不銹鋼復(fù)合板、多層復(fù)合鋼、層/網(wǎng)耦合結(jié)構(gòu)鋼和超細(xì)纖維晶鋼的構(gòu)型設(shè)計(jì)，并揭示其強(qiáng)韌化機(jī)理和斷裂機(jī)制，通過改變裂紋的擴(kuò)展方式與裂紋的競爭機(jī)制，以及殘余內(nèi)應(yīng)力的釋放等途徑，有效實(shí)現(xiàn)材料的強(qiáng)韌化，可為金屬材料強(qiáng)韌化提供新的設(shè)計(jì)思路和技術(shù)支撐。

多級(jí)仿生結(jié)構(gòu)；強(qiáng)韌性；多層復(fù)合鋼；層/網(wǎng)耦合結(jié)構(gòu)；超細(xì)纖維晶

金屬材料是創(chuàng)造現(xiàn)代文明的基礎(chǔ)材料，目前航天航空、汽車造船、石油化工等領(lǐng)域亟需輕質(zhì)高強(qiáng)的金屬材料，實(shí)現(xiàn)金屬結(jié)構(gòu)材料的強(qiáng)韌化是世界材料工作者一生不懈追求的目標(biāo)，然而，強(qiáng)度和韌性往往不可兼顧，容易呈現(xiàn)出強(qiáng)度-韌性倒置關(guān)系，即提高強(qiáng)度的同時(shí)往往會(huì)導(dǎo)致塑性和韌性的急劇下降[1—3]。在傳統(tǒng)的四大金屬強(qiáng)化方式中，只有細(xì)晶強(qiáng)化方式僅在微米尺度下既能提高強(qiáng)度，又能提高塑性和韌性，而固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、加工硬化以及納米尺度下的細(xì)晶強(qiáng)化均會(huì)使金屬材料的塑性或韌性下降，隨著固溶原子、位錯(cuò)密度、晶界數(shù)量和第二相粒子數(shù)目的逐漸增加，位錯(cuò)與這些點(diǎn)缺陷、線缺陷、面缺陷和體缺陷之間的彈性交互能明顯增加，這會(huì)導(dǎo)致金屬材料的強(qiáng)度增加，然而由于這些缺陷與基體之間的錯(cuò)配度過大，往往形成半共格界面、非共格界面和大角度晶界等高能界面，晶格畸變過于嚴(yán)重，容易造成裂紋在界面和位錯(cuò)塞積區(qū)附近形核和擴(kuò)展，從而導(dǎo)致較低的塑性和韌性[4—6]。值得關(guān)注的是，-馬氏體相變和變形孿晶與基體之間會(huì)形成共格型低能界面，具有裂紋不敏感性，相對(duì)于其他鋼鐵材料具有較高的加工硬化能力、抗拉強(qiáng)度、均勻伸長率和強(qiáng)塑積，如圖1a所示[7]。例如，作為最先進(jìn)的汽車用鋼——TRIP和TWIP鋼，其在塑性變形過程中分別誘發(fā)-馬氏體相變和變形孿晶方式，通過TRIP/TWIP協(xié)同增殖和變形，提高鋼鐵材料的抗拉強(qiáng)度和加工硬化行為。較低的屈服強(qiáng)度仍然限制了其進(jìn)一步發(fā)展和應(yīng)用，因此，為了進(jìn)一步提高金屬結(jié)構(gòu)材料的綜合力學(xué)性能，必須尋找更先進(jìn)的設(shè)計(jì)方法和研究思路。

隨著對(duì)自然材料的深入研究及仿生技術(shù)的不斷革新，多級(jí)結(jié)構(gòu)逐漸成為了合成、制備和應(yīng)用的設(shè)計(jì)理念。多級(jí)多尺度結(jié)構(gòu)首先來源于對(duì)自然界貝殼、骨骼、母材的研究，其中貝殼由5%的蛋白質(zhì)和95%的CaCO3組成，但卻具有很高的斷裂韌性，約為人工合成CaCO3的3000倍，強(qiáng)度是其20倍，這主要與其內(nèi)部結(jié)構(gòu)密切相關(guān)，在宏觀、介觀、微觀、納觀和原子尺度范圍內(nèi)，共存在層狀、磚瓦、凸起、橋搭和網(wǎng)狀等七級(jí)結(jié)構(gòu)，在變形和斷裂過程中，它們起到協(xié)同增強(qiáng)增韌的效果[8—9]。2010年，盧柯[2]提出“多級(jí)多尺度結(jié)構(gòu)”設(shè)計(jì)思路，以實(shí)現(xiàn)金屬材料進(jìn)一步強(qiáng)韌化的目的。他們通過表面機(jī)械研磨技術(shù)（SMGT），在純銅和純鎳表面上分別制備出梯度分級(jí)晶粒和梯度多層晶粒，結(jié)合了納米晶的超高強(qiáng)度和微米晶粒的超高塑性、加工硬化能力，克服了納米晶的本征脆性問題[3,10]。2018年，Cheng等[11]利用電解沉積技術(shù)首次制備出既包含梯度結(jié)構(gòu)，又含有納米孿晶結(jié)構(gòu)的金屬銅。其中，大量幾何必需位錯(cuò)富集于晶粒內(nèi)部，并沿著梯度分布，有效抑制了晶界應(yīng)變局域化，獲得高達(dá)480 MPa的抗拉強(qiáng)度，如圖1b所示，其強(qiáng)韌性效果明顯高于單一納米孿晶、多層結(jié)構(gòu)和梯度晶粒結(jié)構(gòu)。根據(jù)以上設(shè)計(jì)理念，筆者詳細(xì)介紹最近幾年在金屬基體內(nèi)部所構(gòu)筑的幾種多級(jí)多尺度結(jié)構(gòu)，并揭示其強(qiáng)韌化機(jī)理。

圖1 金屬材料組織調(diào)控和強(qiáng)韌性配合示意

1 三級(jí)層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料

2013—2015年，筆者與耿林教授、黃陸軍教授根據(jù)金屬基復(fù)合材料層狀和網(wǎng)狀構(gòu)形設(shè)計(jì)思路[12]，利用低能球磨、粉末冶金和擴(kuò)散連接方法成功制備了增強(qiáng)體呈多級(jí)結(jié)構(gòu)的鈦基復(fù)合材料，如圖2所示，并對(duì)其層厚、層厚比、增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)等結(jié)構(gòu)參數(shù)和擴(kuò)散連接溫度進(jìn)行合理的調(diào)控和優(yōu)化設(shè)計(jì)，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)韌化設(shè)計(jì)的目的。這種材料包含三級(jí)結(jié)構(gòu)，從宏觀上呈層狀分布、細(xì)觀上呈網(wǎng)狀準(zhǔn)連續(xù)分布，而微觀上TiB晶須呈針狀分布。

筆者采用粉末冶金方法結(jié)合擴(kuò)散連接技術(shù)，設(shè)計(jì)多尺度多級(jí)結(jié)構(gòu)鈦基復(fù)合材料制備工藝。首先通過低能球磨技術(shù)與熱壓燒結(jié)技術(shù)，制備具有不同結(jié)構(gòu)參數(shù)的TiBw/Ti復(fù)合材料，進(jìn)而通過線切割、酸洗等工序獲得具有不同厚度的復(fù)合材料薄板，與不同厚度的Ti板進(jìn)行交替疊層，然后通過熱壓燒結(jié)實(shí)現(xiàn)擴(kuò)散連接。通過控制Ti板厚度與復(fù)合材料薄板厚度，可以實(shí)現(xiàn)層狀結(jié)構(gòu)中層厚與層厚比的調(diào)控，通過控制TiB2的加入量與純Ti粉的尺寸可以調(diào)控復(fù)合材料層中增強(qiáng)相局部體積分?jǐn)?shù)與網(wǎng)狀尺寸，從而實(shí)現(xiàn)多尺度多級(jí)結(jié)構(gòu)Ti-(TiBw/Ti)復(fù)合材料不同結(jié)構(gòu)參數(shù)的調(diào)控，并表現(xiàn)出超高的強(qiáng)韌化效果，同時(shí)，筆者揭示了不同方向彎曲加載時(shí)的裂紋萌生和斷裂機(jī)制。當(dāng)沿著層狀方向加載時(shí)，斷裂方式為多重隧道裂紋模式；當(dāng)垂直于層狀方向加載時(shí)，斷裂形貌呈現(xiàn)單一隧道裂紋橋接和多重隧道裂紋競爭模式。

圖2 三級(jí)層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料的制備流程[12]

筆者將Ti層和TiBw/Ti復(fù)合材料層的層厚比固定為1︰1，制備了層厚分別為500，400，300 μm的兩級(jí)結(jié)構(gòu)Ti-(TiBw/Ti)復(fù)合材料[13]。圖3a所示為這3種復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可以明顯觀察到，其彈性模量、屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度基本保持一致，分別處于117～118 GPa，493～497 MPa，617～624 MPa之間，然而伸長率則差別較為明顯。隨著層厚的降低，伸長率在逐漸升高，分別為14.4%，18.6%，23.1%，并且隨著層厚的降低，應(yīng)變軟化行為逐漸延遲，并由瞬間斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榉菫?zāi)難性斷裂。層厚為500 μm和300 μm的兩級(jí)結(jié)構(gòu)Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料的拉伸斷口如圖3b—c所示?？梢杂^察到，兩級(jí)結(jié)構(gòu)Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料顯示出明顯的尺度效應(yīng)，當(dāng)層厚為500 μm時(shí)，能承受12.7%的伸長率，只出現(xiàn)一個(gè)宏觀裂紋；當(dāng)層厚為300 μm時(shí)，則能承受15.3%的伸長率，并出現(xiàn)多重隧道裂紋。這是因?yàn)樗淼懒鸭y尺寸較小，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至Ti層時(shí)，會(huì)被鈍化而停止擴(kuò)展，從而獲得較高的均勻塑性變形能力。

圖3 不同層厚的兩級(jí)結(jié)構(gòu)Ti-(TiBw/Ti)復(fù)合材料[13]

2 不銹鋼復(fù)合板

筆者利用真空熱軋的方式成功制備了不銹鋼復(fù)合板。如圖4a—c[14—16]所示，現(xiàn)在工程上的制備方法主要有以下3種：堆焊、爆炸焊和真空熱軋。現(xiàn)有堆焊和爆炸焊的方式在制備時(shí)會(huì)產(chǎn)生大量的污染，并且其制備方法較為復(fù)雜且不易于實(shí)際的工業(yè)生產(chǎn)，因此，筆者及團(tuán)隊(duì)采用真空熱軋的方式制備不銹鋼復(fù)合板，在保證材料使用性能的前提下，大幅降低了材料的工程造價(jià)，同時(shí)，真空熱軋的工藝簡單，且易于大批量制造，具有極大的工程制備意義。如圖4d[17—18]所示，實(shí)驗(yàn)中采用Q235和SS316為基體，并通過對(duì)稱組坯的方式進(jìn)行組坯。最后，通過改變熱軋溫度、添加中間層、坯盒內(nèi)的真空度、熱軋壓下量和軋后熱處理工藝，研究了不同條件下制備的不銹鋼復(fù)合板界面結(jié)合強(qiáng)度及界面組織演變規(guī)律[19]。

2.1 熱軋溫度與中間層對(duì)不銹鋼復(fù)合板的影響

圖5為不同熱軋溫度下不銹鋼復(fù)合板界面剪切性能和斷口照片，可以明顯看到，隨著熱軋溫度的升高，界面結(jié)合強(qiáng)度也隨之升高，而斷裂部位也由層間斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)檠刂撎紝訑嗔眩鴶嗫谛蚊惨灿蓽?zhǔn)解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩型剪切斷裂[20]。中間層Ni箔、Nb箔的加入，如圖6所示，實(shí)現(xiàn)了抑制碳元素?cái)U(kuò)散的目的，有效降低了滲碳層和脫碳層的厚度。此外，熱軋溫度的升高加速了合金元素?cái)U(kuò)散過程，造成滲碳層、脫碳層和Cr擴(kuò)散層厚度加大。

圖4 3種界面結(jié)合方法的微觀結(jié)構(gòu)及熱軋不銹鋼復(fù)合板制造工藝圖解

圖5 不同熱軋溫度下，不銹鋼復(fù)合板界面剪切性能和斷口形貌[20]

圖6 加入不同中間層，滲碳層和脫碳層厚度的變化

2.2 不同真空度對(duì)不銹鋼復(fù)合板的影響

李龍等[21]研究了不同真空度下不銹鋼復(fù)合板的界面夾雜物和剪切強(qiáng)度。結(jié)果表明，不銹鋼復(fù)合板界面的顯微組織、化學(xué)成分和界面氧化物夾雜物的分布也與真空度有關(guān)。界面氧化物夾雜物的存在可歸因于鋁、硅、錳和鉻元素在碳鋼基體和不銹鋼覆層之間結(jié)合界面的選擇性氧化[21—23]。針對(duì)這一問題，筆者進(jìn)行了進(jìn)一步的研究和討論[24]。在真空度實(shí)驗(yàn)上設(shè)計(jì)了5組不同的真空度：105，400，10，10?1，10?2Pa。不同真空度下不銹鋼復(fù)合板界面氧化物的形態(tài)和分布見圖7。從圖7a—e可以看出，隨著真空度的增加，界面的氧化物從原先的團(tuán)聚狀密集分布，轉(zhuǎn)變?yōu)辄c(diǎn)彌散的間斷式分布。在低真空度下，可以看出氧化物會(huì)在不銹鋼復(fù)合板界面上聚集，形成較厚的“陶瓷墻”。祝志超等[19]報(bào)道了在較高的氧分壓下會(huì)形成粗大的界面氧化物。隨著真空度的增加，界面的氧化物出現(xiàn)了微米級(jí)甚至納米級(jí)的氧化物，呈現(xiàn)球狀、棒狀或尖晶石的結(jié)構(gòu)，直到10?2Pa的高真空度下時(shí)，在宏觀上已經(jīng)很難觀察到界面氧化物，從圖7e可以看出只有少量細(xì)小的點(diǎn)狀氧化物，這說明高真空可以明顯抑制界面的氧化。

圖8為不同真空度下，不銹鋼復(fù)合板界面微觀組織照片[24]，根據(jù)Schaeffler相圖發(fā)現(xiàn)，在界面處Cr和Ni的含量會(huì)促使馬氏體區(qū)的出現(xiàn)，而隨著氧化物數(shù)量的降低，馬氏體區(qū)厚度也會(huì)變小，提高真空度和界面結(jié)合強(qiáng)度可以改善這種情況。當(dāng)真空度為10?2Pa時(shí)，不銹鋼復(fù)合板呈現(xiàn)出最高的斷后伸長率，這是由于較強(qiáng)的界面結(jié)合狀態(tài)延遲了復(fù)合板的局部頸縮行為。

2.3 不同壓下量對(duì)不銹鋼復(fù)合板的影響

自古以來，大馬士革鋼包含多層軟/硬鋼結(jié)構(gòu)，通過反復(fù)退火和鍛造的方法制造而來。多次退火和鍛造過程中的高塑性變形不僅可以去除雜質(zhì)和嚴(yán)重的加工硬化，還可以細(xì)化晶粒尺寸和提高界面結(jié)合強(qiáng)度[25—27]。近年來，累積軋制被用于制備微米級(jí)和納米級(jí)層厚的金屬復(fù)合材料，這是由于該工藝相對(duì)簡單且成本較低。此外，超高軋制壓下率的多次軋制過程中，晶粒細(xì)化、界面增韌、尺寸效應(yīng)和位錯(cuò)強(qiáng)化會(huì)大幅提高材料的力學(xué)性能[28—29]，因此，軋制壓下率對(duì)包括不銹鋼復(fù)合板在內(nèi)的層狀金屬復(fù)合材料的強(qiáng)韌化具有重要作用。

不同軋制壓下率下，不銹鋼復(fù)合板界面上氧、錳、硅元素分布的EPMA見圖9[30]。如圖9a—d所示，可以檢測到含有硅、錳元素的界面氧化物夾雜物。李龍等[21]認(rèn)為，界面氧化物夾雜物可能是鋁、硅、錳、鉻元素從坯料擴(kuò)散到覆層界面的選擇性氧化所致。隨著軋制壓下率的增加，界面氧化物夾雜物的形態(tài)從薄膜、連續(xù)線變?yōu)椴贿B續(xù)的球形顆粒，軋制壓下率從20%降低到93.75%時(shí)，單位面積內(nèi)的界面氧化物夾雜物顯著減少。結(jié)果表明，在軋制變形過程中，部分氧化膜和線狀?yuàn)A雜物破碎并擠壓成細(xì)小顆粒，均勻分布在結(jié)合界面，有利于提高界面結(jié)合強(qiáng)度和界面韌性。

圖7 不同真空度下的不銹鋼復(fù)合板界面氧化物的金相[24]

圖8 不同真空度下，不銹鋼復(fù)合板界面馬氏體區(qū)厚度變化情況[24]

圖9 不同壓下率下不銹鋼復(fù)合板界面的O, Mn, Si元素分布[31]

由于不同的界面結(jié)合狀態(tài)，在熱軋壓下量為40%時(shí)，不銹鋼復(fù)合板剪切斷口主要集中于界面處，然而在熱軋壓下量為70%和90%時(shí)，不銹鋼復(fù)合板剪切斷口主要集中于脫碳層處，因此，測量的界面剪切強(qiáng)度先增加后輕微的降低，更為明顯的是，隨著熱軋壓下量的逐漸增加，界面結(jié)合強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度和界面變形協(xié)調(diào)性逐漸增強(qiáng)，如圖10所示，界面孔洞和脫層裂紋逐漸消失，然而斷后伸長率則呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，這是晶粒細(xì)化、加工硬化、界面增強(qiáng)和滲碳層沿晶裂紋相互競爭的結(jié)果。綜上所述，界面結(jié)合機(jī)理與高溫狀態(tài)下界面處Mn-Si氧化物的破碎、合金元素?cái)U(kuò)散以及相變行為呈一定的關(guān)系[30]。

圖10 不同熱軋壓下量下，不銹鋼復(fù)合板側(cè)面和正面拉伸斷口形貌[30]

2.4 熱處理方式對(duì)不銹鋼復(fù)合板的影響

筆者和殷福星等[31]深入探索了金屬復(fù)合板后續(xù)熱處理強(qiáng)韌化行為、塑性成形和焊接成形行為。如圖11所示，不銹鋼復(fù)合板在900～1150 ℃下保溫6 min和60 min后進(jìn)行淬火處理，碳鋼基體組織由珠光體和鐵素體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀馬氏體和針狀鐵素體，滲碳層厚度逐漸減薄，直至1100 ℃，滲碳層完全消失，即Cr23C6完全固溶至基體中，晶間腐蝕現(xiàn)象完全消失，復(fù)合板抗腐蝕性能最佳。界面剪切強(qiáng)度隨淬火溫度的提高先升高后降低，這是在較高的淬火溫度下，界面元素?cái)U(kuò)散行為和基體軟化相互作用的結(jié)果。在保溫時(shí)間為6 min時(shí)，隨著淬火溫度的逐漸升高，界面剪切區(qū)由真實(shí)的界面轉(zhuǎn)移至脫碳層附近，并呈現(xiàn)明顯的脫層裂紋現(xiàn)象。當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到60 min時(shí)，主要的剪切裂紋存在于脫碳層處。此外，拉伸斷口顯示，界面結(jié)合完好，且隨著淬火溫度的升高，拉伸行為和斷裂特征呈現(xiàn)明顯的韌脆轉(zhuǎn)變行為。

3 多層復(fù)合鋼

3.1 TWIP鋼/Maraging鋼多層復(fù)合鋼

在過去的20年里，各種各樣的結(jié)構(gòu)工業(yè)應(yīng)用如汽車、航空、橋梁、武器和造船等，對(duì)高強(qiáng)度和高延展性金屬材料的需求越來越高。許多結(jié)構(gòu)金屬材料在追求超高強(qiáng)度的同時(shí)，會(huì)導(dǎo)致其延性和韌性的降低，因此，獲得包含高強(qiáng)度和優(yōu)異延展性的優(yōu)異力學(xué)性能是一項(xiàng)重大挑戰(zhàn)。很多學(xué)者與研究人員采用了一系列技術(shù)，如減少雜質(zhì)和夾雜物的數(shù)量，引入不同的合金元素組合，設(shè)計(jì)新的顯微組織，包括晶界工程，以實(shí)現(xiàn)理想的金屬強(qiáng)度-延展性協(xié)同作用，然而，高制造成本限制了它們的實(shí)際工業(yè)應(yīng)用[1,32]。另一種設(shè)計(jì)思路是基于多相的強(qiáng)韌化機(jī)制，例如，雙相（DP）鋼中的軟奧氏體（）/鐵素體（）和硬馬氏體（'）交錯(cuò)排列的非均質(zhì)顯微組織有助于提高綜合力學(xué)性能，如高極限強(qiáng)度、高塑性和良好的成形性[33—35]。由于硬相難以變形，在塑性變形階段，施加的應(yīng)變總是集中在軟相和弱界面上，這會(huì)導(dǎo)致在軟相和界面上形成微裂紋。Kadkhoda[36]和CAO等[37]發(fā)現(xiàn)，鐵素體和馬氏體相的界面上形成了許多微孔和微裂紋，微裂紋容易聚合，最終導(dǎo)致整體金屬材料的斷裂失效。

圖11 不同淬火溫度下，不銹鋼復(fù)合板界面組織照片[31]

2018年，筆者[38]選擇具有超高塑性的TWIP鋼和超高屈服強(qiáng)度的Maraging鋼作為組元層，通過軋制和時(shí)效處理，如圖12所示，獲得抗拉強(qiáng)度為1527 MPa，伸長率為29%，沖擊韌性達(dá)到152 J的多層復(fù)合鋼，提高了TWIP的屈服強(qiáng)度和Maraging鋼的加工硬化能力，是迄今為止綜合力學(xué)性能最高的多層復(fù)合鋼。研究表明，通過增加界面密度和提高界面強(qiáng)度，多層復(fù)合鋼在拉伸過程中表現(xiàn)出延遲頸縮的能力，有助于提高均勻伸長率。在彎曲承載過程中，多層復(fù)合鋼可通過局部多次脫層止裂的方式，表現(xiàn)出超高斷裂韌性、沖擊韌性和較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。

3.2 構(gòu)筑多級(jí)界面結(jié)構(gòu)的新型多層復(fù)合鋼

張博洋等[39]利用OM，SEM，EPMA，EBSD，TEM詳細(xì)研究了多層SUS304/Q235復(fù)合鋼板的顯微組織和力學(xué)性能。研究表明，較高的熱軋壓下量會(huì)通過界面氧化物的破碎、殘余壓應(yīng)力的提升和充分的界面元素?cái)U(kuò)散來增強(qiáng)界面，隨著冷軋壓下量的提高，多層復(fù)合鋼的硬度和抗拉強(qiáng)度逐漸提高，然而斷后伸長率迅速下降，在冷軋過程中，硬化的SUS304不銹鋼層很容易發(fā)生應(yīng)變軟化行為，如圖13所示，會(huì)導(dǎo)致局部頸縮，產(chǎn)生波浪狀界面和不均勻的層厚，當(dāng)冷軋壓下量為97.7%時(shí)，Q235碳鋼層形成了二維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，為層/網(wǎng)耦合界面的設(shè)計(jì)提供了實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

圖12 Maraging/TWIP多層復(fù)合鋼顯微組織和力學(xué)性能[38]

圖13 不同處理狀態(tài)下，SUS304/Q235多層復(fù)合鋼顯微組織照片[40]

熱軋和冷軋過程中多層鋼的變形行為示意見圖14[39]。在1200 ℃的軋制溫度下，Q235碳鋼和SUS304不銹鋼層的力學(xué)性能、加工硬化行為和硬度值幾乎沒有差異，表現(xiàn)出塑性變形一致性，因此，如圖14a和b所示，可以通過真空熱軋的方式獲得平直的層間界面。同時(shí)，無論熱軋還是冷軋，界面氧化物夾雜物的數(shù)量都隨著軋制壓下率的增加而減少，但是如圖14c所示，在室溫下，加工硬化的SUS304層顯示出明顯的不均勻塑性變形和應(yīng)變軟化階段，在開始冷軋時(shí)出現(xiàn)頸縮。在1050 ℃高溫下保溫6 min之后，如圖14d所示，在覆層的界面處會(huì)出現(xiàn)很多粗大的奧氏體。如圖14e—f所示，在退火過程中，兩側(cè)晶粒會(huì)互相穿過層間界面，表現(xiàn)出同一晶粒取向關(guān)系，這是由退火過程中晶粒粗化和元素?cái)U(kuò)散所引起的。在304不銹鋼層內(nèi)，晶界處發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體相變行為，這是由于元素沿著晶界和界面發(fā)生充分?jǐn)U散，通過高溫退火處理，拉伸斷口沒有發(fā)生嚴(yán)重的脫層斷裂，這說明合金元素的擴(kuò)散有利于界面結(jié)合強(qiáng)度的提高。

筆者和殷福星等[39—40]通過冷軋和退火處理，在多層復(fù)合鋼基體內(nèi)構(gòu)筑出層/網(wǎng)耦合界面和多級(jí)晶粒組織，實(shí)現(xiàn)了大馬士革刀花紋可控再造的目的，顯著提高了多層復(fù)合鋼的強(qiáng)韌性。隨著冷軋壓下量的增加，SUS304層加工硬化行為越來越嚴(yán)重，逐漸表現(xiàn)出明顯的局部頸縮甚至斷裂現(xiàn)象（見圖15b—c），由于SUS304層為亞穩(wěn)奧氏體相，在變形過程中極易發(fā)生位錯(cuò)增殖、TRIP和TWIP效應(yīng)，從而使硬度和屈服強(qiáng)度明顯升高，同時(shí)會(huì)導(dǎo)致嚴(yán)重的應(yīng)變軟化現(xiàn)象。軟相層仍能保持一定的均勻塑性變形能力，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)細(xì)化和位錯(cuò)塞積現(xiàn)象較硬相層輕微，這樣導(dǎo)致層/網(wǎng)耦合界面的形成（見圖15d）。這種“虧格”框架結(jié)構(gòu)，具有一定的拓?fù)洳蛔兞啃再|(zhì)：隨著變形量的增加，軟相層總會(huì)保證厚度均勻，且呈二維網(wǎng)絡(luò)連通結(jié)構(gòu)。在隨后擴(kuò)散退火過程中，層間界面獲得增強(qiáng)。由于兩相之間回復(fù)、再結(jié)晶溫度不同，軟相層和硬相層晶粒表現(xiàn)出異步生長的雙尺度晶粒特征，這種層/網(wǎng)耦合的界面和分級(jí)晶粒形貌通過框架結(jié)構(gòu)和背應(yīng)力強(qiáng)化，實(shí)現(xiàn)了多層復(fù)合鋼的協(xié)同變形能力和強(qiáng)韌化目的。同時(shí)，這可為雙相鋼相間協(xié)同變形行為和增韌機(jī)理研究提供理論指導(dǎo)和技術(shù)支撐。

圖14 SUS304/Q235多層復(fù)合鋼在軋制和退火過程中界面特征和顯微組織演變示意[39]

4 超細(xì)纖維晶鋼

筆者和殷福星等[41]對(duì)控溫槽軋技術(shù)進(jìn)行了研究，并對(duì)45#鋼進(jìn)行控溫軋制[42]。經(jīng)過軋制之后，織構(gòu)強(qiáng)度、大角度晶界密度和細(xì)長纖維晶逐漸增加，并且隨著壓下量的增大，抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率和低溫沖擊韌性就會(huì)有所提高。此外，槽軋明顯降低了韌脆轉(zhuǎn)變溫度，從而擴(kuò)展了45#鋼的低溫使用范圍。槽軋最明顯的特征就是可以細(xì)化晶粒，但是除此之外，碳化物的形狀、分布也有不同的變化。隨著壓下率的增加，碳化物的分布由板條狀變?yōu)轭w粒狀。個(gè)別會(huì)由細(xì)長狀變?yōu)闄E圓形，最終變?yōu)榍蛐?，即碳化物呈現(xiàn)球化的特征，其中，碳化物可以有效消除45#鋼的應(yīng)力集中，有利于提高加工成形性和協(xié)同強(qiáng)韌化目標(biāo)。

筆者對(duì)淬火態(tài)45#鋼進(jìn)行530 ℃槽軋，具體工藝見圖16a所示，沿著槽軋方向，發(fā)現(xiàn)45#鋼呈現(xiàn)超細(xì)纖維晶、強(qiáng)織構(gòu)和納米碳化物，如圖16b所示，其中纖維晶的直徑<1 μm，納米碳化物尺寸<50 nm。根據(jù)Storojeva等[43]以前的工作，有兩種類型的碳化物，一種沿鐵素體晶界分布，平均尺寸為100～200 nm，另一種分布在晶粒內(nèi)，平均尺寸為20～40 nm，這兩種形式的碳化物可在一定程度上提高纖維晶鋼的綜合力學(xué)性能[44—45]。

圖15 多層復(fù)合鋼冷軋重構(gòu)大馬士革花紋

a 控溫槽軋工藝 b 顯微組織照片及示意

不同壓下量槽軋時(shí)，沿槽軋方向的顯微組織見圖17，可以明顯看到，隨著槽軋壓下量的增加，淬火態(tài)45#鋼由回火索氏體組織逐漸變?yōu)檠夭圮埛较蚍植嫉睦w維晶組織。碳化物也獲得明顯的細(xì)化，呈層狀分布，如圖17d所示。在?40 ℃進(jìn)行沖擊測試，研究表明，隨著槽軋壓下量的增加，沖擊韌性大幅提升[43]，如圖18所示，斷口形貌由平滑向裂紋分叉和脫層斷裂轉(zhuǎn)變，且分叉數(shù)目逐漸增多，正面斷口向斧頭狀轉(zhuǎn)變，呈現(xiàn)明顯的韌脆轉(zhuǎn)變。

圖17 不同槽軋壓下量下，45#鋼顯微組織[42]

圖18 不同槽軋壓下量時(shí)，45#鋼沖擊斷口形貌[42]

5 結(jié)語

金屬材料的塑性-韌性倒置現(xiàn)象是結(jié)構(gòu)材料中不可避免的問題，通過構(gòu)筑多級(jí)多尺度結(jié)構(gòu)的新型材料可以很大程度上解決這一問題。通過兩級(jí)或多級(jí)層狀結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)，制備了Ti基復(fù)合材料、不銹鋼復(fù)合板以及多層復(fù)合鋼，借助隧道裂紋、脫層裂紋、裂紋偏轉(zhuǎn)、殘余壓應(yīng)力、多系滑移、變形機(jī)制耦合、延遲頸縮等增韌方式和尺寸效應(yīng)、韌脆轉(zhuǎn)變效應(yīng)，實(shí)現(xiàn)多層金屬復(fù)合材料強(qiáng)韌化目的。此外，還可以通過槽軋的方式制備超細(xì)纖維晶鋼，從而提高鋼的強(qiáng)度和沖擊韌性，從而也提高了材料的強(qiáng)韌性。

[1] MA E, ZHU T. Towards Strength-Ductility Synergy Through the Design of Heterogeneous Nanostructures in Metals[J]. Materials Today, 2017, 20: 323—331.

[2] LU Ke. The Future of Metals[J]. Science, 2010, 328: 319—320.

[3] LU Ke. Making Strong Nanomaterisl Ductile with Gradients[J]. Science, 2014, 345: 1455—1456.

[4] LU Ke, LU Lei, SURESH S. Strengthening Materials by Engineering Coherent Internal Boundaries at Nanoscale[J]. Science, 2009, 324: 349—352.

[5] JIANG Sui-he, WANG Hui, WU Yuan, et al. Ultrastrong Steel via Minimal Lattice Misfit and High Density Nanoprecipitation[J]. Nature, 2017, 544: 460—464.

[6] BEYERLEIN I J, DEMKOWICA M J, MISRA A, et al. Defect-Interface Interactions[J]. Progress in Materials Science, 2015, 74: 125—210.

[7] LI Xiu-yan, LU Ke. Playing with Defects in Metals[J]. Nature Materials, 2017, 16: 700—701.

[8] HUANG Lu-jun, GENG Lin, PENG Hua-xin. Microstructurally Inhomogeneous Composites: is a Homogeneous Reinforcement Distribution Optimal[J]. Progress in Materials Science, 2015, 71: 93—168.

[9] ZHAO He-wei, YUE Yong-hai, GUO Lin, et al. Cloning Nacre￠s 3D Interlocking Skeleton in Engineering Composites to Achieve Exceptional Mechanical Properties[J]. Advanced Materials, 2016, 28: 5099—5105.

[10] LIU Xiao-chun, ZHANG Hong-wei, LU Ke. Strain- Induced Ultrahard and Ultrastable Nanolaminated Structure in Nickel[J]. Science, 2013, 342(6156): 337— 340.

[11] CHENG Zhao, ZHOU Hao-fei, LU Qiu-hong, et al. Extra Strengthening and Work Hardening in Gradient Nanotwinned Metals[J]. Science, 2018, 362: 1—8.

[12] LIU Bao-xi, HUANG Lu-jun, KAVEENDRAN B, et al. Tensile and Bending Behaviors and Characteristics of Laminated Ti-(TiBw/Ti) Composites with Different Interface Status[J]. Composites Part B, 2017, 108: 377— 385.

[13] LIU Bao-xi, HUANG Lu-jun, GENG Lin, et al. Fracture Behaviors and Microstructural Failure Mechanisms of Laminated Ti-TiBw/Ti Composites[J]. Materials Science & Engineering A, 2014, 611: 290—297.

[14] MARQUES M J, RAMASAMY A, BATUSTA A C, et al. Effect of Heat Treatment on Microstructure and Residual Stress Fields of a Weld Multilayer Austenitic Steel Clad[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2015, 222: 52—60.

[15] YAZDANI M, TOROGHINEJAD M R, HASHEMI S M. Effects of Heat Treatment on Interface Microstructure and Mechanical Properties of Explosively Welded Ck60/St37 Plates[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2016, 25: 5330—5342.

[16] TANAKA T, FUKUCHI Y. Fatigue Crack Propagation Behavior of Two-Layered Low Carbon Steel-Stainless Steel Composite Plates[J]. Bull JSME, 1983, 26: 1273— 1280.

[17] LIU Bao-xi, YIN Fu-xing, DAI Xiang-lin, et al. The Tensile Behaviors and Fracture Characteristics of Stainless Steel Clad Plates with Different Interfacial Status[J]. Materials Science & Engineering A, 2017, 679: 172—182.

[18] ZHU Zhi-chao, HE Yi, ZHANG Xin-jin, et al. Effect of Interface Oxides on Shear Properties of Hot-Rolled Stainless Steel Clad Plate[J]. Materials Science & Engineering A, 2016, 669: 344—349.

[19] LIU Bao-xi, AN Qi, YIN Fu-xing, et al. Interface Formation and Bonding Mechanisms of Hot-Rolled Stainless Steel Clad Plate[J]. Journal of Materials Science, 2019, 54: 11357—11377.

[20] CHEN Cui-xin, LIU Ming-yang, LIU Bao-xi, et al. Tensile Shear Sample Design and Interfacial Shear Strength of Stainless Steel Clad Plate[J]. Fusion Engineering and Design, 2017, 125: 421—441.

[21] 李龍, 張心金, 劉會(huì)云, 等. 熱軋不銹鋼復(fù)合板界面氧化物夾雜的形成機(jī)制[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2013, 25(1): 43—47. LI Long, ZHANG Xin-jin, LIU Hui-yun, et al. Formation Mechanism of Oxide Inclusion on the Interface of Hot-Rolled Stainless Steel Clad Plates[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2013, 25(1): 43—47.

[22] MASAHIRO N, IKURO H, SHINJI K. Effects of Surface Oxides on the Phospatability of the High Strength Cold Rolled Steel[J]. Tetsu Hagane, 2006, 92: 378—384.

[23] 王光磊. 真空熱軋復(fù)合界面夾雜物的生成演變機(jī)理與工藝控制研究[D]. 沈陽: 東北大學(xué), 2013: 1—162. WANG Guang-lei. Research on Interface Inclusions' Evolution Mechanism and Process Control of Vacuum Hot Roll Cladding[D]. Shenyang: Northeastern University, 2013: 1—162.

[24] LIU Bao-xi, WANG Shuai, CHEN Cui-xin, et al. Interface Characteristics and Fracture Behavior of Hot Rolled Stainless Steel Clad Plates with Different Vacuum Degrees[J]. Applied Surface Science, 2019, 463: 121—131.

[25] LESUER D R, SYN C K, SHERBY O D, et al. Mechanical Behavior of Laminated Metal Composites[J]. International Materials Reviews, 1996, 41: 169—197.

[26] KAVARANA F H, RAVICHANDRAN K S, SAHAY S S. Nanoscale Steel-Brass Multilayer Laminates Made by Cold Rolling: Microstructure and Tensile Properties[J]. Scripta Materialia, 2000, 42: 947—954.

[27] SAHAY S S, RAVICHANDRAN K S, BYRNE J G. Nanoscale Brass/Steel Multilayer Composites Produced by Cold Rolling[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1996, 27: 2383—2385.

[28] ZHENG Shi-jian, BEYERLEIN I J, CARPENTER J S, et al. High Strength and Thermally Stable Bulk Nanolayered Composites Due to Twin Induced Interfaces[J]. Nature Communications, 2013, 1696(4): 1—8.

[29] INOUE J, NAMBU S, ISHIMOTO Y, et al. Fracture Elongation of Brittle/Ductile Multilayered Steel Composites[J]. Scripta Materialia, 2008, 59: 1055—1058.

[30] WANG Shuai, LIU Bao-xi, CHEN Cui-xin, et al. Microstructure, Mechanical Properties and Interface Bonding Mechanism of Hot-Rolled Stainless Steel Clad Plates at Different Rolling Reduction Ratios[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 766: 517—526.

[31] LIU Bao-xi, WANG Shuai, FANG Wei, et al. Microstructure and Mechanical Properties of Hot Rolled Stainless Steel Clad Plate by Heat Treatment[J]. Materials Chemistry and Physics, 2018, 216: 460—467.

[32] BARABASH R I, BARABASH O M, OJIMA M, et al. Interphase Strain Gradients in Multilayered Steel Composite from Microdiffraction[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2014, 45: 98—108.

[33] KOYAMA M, ZHANG Zhao, WANG Mei-mei, et al. Bone-Like Crack Resistance in Hierarchical Metastable Nanolaminate Steels[J]. Science, 2017, 355: 1055— 1057.

[34] MOVAHED P, KOLAHGAR S, MARASHI S P H, et al. The Effect of Intercritical Heat Treatment Temperature on the Tensile Properties and Work Hardening Behavior of Ferrite-Martensite Dual Phase Steel Sheets[J]. Materials Science & Engineering A, 2009, 518: 1—6.

[35] ZHANG Ming-da, CAO Wen-quan, DONG Han, et al. Element Partitioning Effect on Microstructure and Mechanical Property of the Micro-Laminated Fe-Mn-Al-C Dual Phase Steel[J]. Materials Science & Engineering A, 2016, 6549: 193—202.

[36] KADKHODAPOUR J, BUTZ A, RAD S Z. Mechanisms of Void Formation during Tensile Testing in a Commercial, Dual-Phase Steel[J]. Acta Materialia, 2011, 59: 2575—2588.

[37] CAO Wen-quan, ZHANG Ming-da, HUANG Chong- xiang, et al. Ultrahigh Charpy Impact Toughness (～450 J) Achieved in High Strength Ferrite/Martensite Laminated Steels[J]. Scientific Reports, 2017, 7: 41459.

[38] YU Wen-xing, LIU Bao-xi, HE Ji-ning, et al. Microstructure Characteristics, Strengthening and Toughening Mechanism of Rolled and Aged Multilayer TWIP/ Maraging Steels[J]. Materials Science & Engineering A, 2019, 767: 138426.

[39] ZHANG Bo-yang, LIU Bao-xi, HE Ji-ning, et al. Microstructure and Mechanical Properties of SUS304/ Q235 Multilayer Steels Fabricated by Roll Bonding and Annealing[J]. Materials Science & Engineering A, 2019, 740/741: 92—107.

[40] LIU Bao-xi, AN Qi, GE Yi-fei, et al. Deformation Behavior and Strengthening Mechanisms of Multilayer SUS304/Cr17 Steels with Laminated/Network Interface[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2020, 51: 3658—3673.

[41] 劉寶璽, 樊寬遠(yuǎn), 馮建航, 等. 控溫大應(yīng)變孔型軋制纖維細(xì)晶鋼增韌機(jī)理的研究進(jìn)展[J]. 軋鋼, 2020, 37(5): 57—63. LIU Bao-xi, FAN Kuan-yuan, FENG Jian-hang, et al. Strengthening Mechanism Research Development of Fibrous Refined Grained Steels by Warm and Large Strain Caliber Rolling[J]. Steel Rolling, 2020, 37(5): 57—63.

[42] LIU Bao-xi, FAN Kuan-yuan, YIN Fu-xing, et al. Effect of Caliber Rolling Reduction Ratios on the Microstructure and Mechanical Properties of 45 Medium Carbon Steel[J]. Materials Science & Engineering A, 2020, 774: 138954.

[43] STOROJEVA L, PONGE D, KASPAR R, et al. Development of Microstructure and Texture of Medium Carbon Steel during Heavy Warm Deformation[J]. Acta Materialia, 2004, 52: 2209—2220.

[44] OKITSU Y, TAKATA N, TSUJI N. A New Route to Fabricate Ultrafine-Grained Structures in Carbon Steels without Severe Plastic Deformation[J]. Scripta Materialia, 2009, 60: 76—79.

[45] OHMORI A, TORIZUKA S, NAGAI K. Strain Hardening Due to Dispersed Cementite for Low Carbon Ultrafine-Grained Steels[J]. ISIJ International, 2004, 44: 1063—1071.

Research on the Strengthening and Toughening Mechanism of Metallic Materials with Multiscale Hierarchical Structure

LIU Bao-xi, LIN Zeng-meng, YIN Fu-xing

(Tianjin Key Laboratory of Materials Laminating Fabrication and Interfacial Controlling Technology, Research Institute for Energy Equipment Materials, School of Materials Science and Engineering, Hebei University of Technology, Tianjin 300132, China)

Strength and ductility/toughness are the main properties of metallic structural materials, while the two properties are always contradictory. Namely, the traditional four strengthening types: solid solute strengthening, nanograin strengthening, dispersive strengthening and work hardening can also strengthen the metallic materials, by the sacrifice of the ductility and toughness. Based on the idea of improving strength and toughness by multiscale hierarchical bionics structure, this work systematically introduces the configuration design, strengthening-toughening and fracture mechanisms of two-scale Ti-TiBw/Ti composites, stainless steel clad plate, multilayer steel, laminated/network/steel and ultrafine fibrous grain steel. The multiscale structure can effectively realize the strengthening and toughening of materials by changing the crack propagation mode, the crack competition mechanism, and the release of residual internal stress. It can provide new design ideas and technical support for the strengthening-toughening of metallic materials.

mutliscale hierarchical bionics structure; strengthening-toughening; multilayer steel; laminated/network structure; ultrafine fibrous grain

10.3969/j.issn.1674-6457.2021.03.005

TG335.85

A

1674-6457(2021)03-0049-13

2021-01-16

河北省科學(xué)技術(shù)廳&河北工業(yè)大學(xué)科技創(chuàng)新戰(zhàn)略資助（20180106）；天津市“一帶一路”科技創(chuàng)新合作項(xiàng)目（18PTZWHZ00220）；河北省重點(diǎn)項(xiàng)目（E2020202124）

劉寶璽（1986—），男，博士，副研究員，主要研究方向?yàn)閷訝罱饘購?fù)合材料。