王周頭1,2,袁清1,2,張慶梟1,2,劉升1,2,徐光,1,2
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通過(guò)脫碳和冷軋工藝制備了表面低碳、芯部中碳成分梯度鋼，對(duì)中碳馬氏體實(shí)施等效應(yīng)變?yōu)?.5的大壓下軋制，試樣表面無(wú)微裂紋產(chǎn)生。利用OM、SEM和拉伸實(shí)驗(yàn)等觀察和測(cè)試了淬火后以及冷軋后梯度馬氏體鋼的微觀組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明，脫碳淬火工藝處理后得到成分梯度和板條尺寸梯度馬氏體組織。淬火處理后，C梯度分布的中碳馬氏體相比均質(zhì)馬氏體的強(qiáng)度由1700 MPa降低到1525 MPa，但其均勻延伸率相比均質(zhì)馬氏體提高了40%，相比未脫碳相當(dāng)C含量均質(zhì)馬氏體鋼具有更高的強(qiáng)塑積。芯部中碳馬氏體提供強(qiáng)度，表層低碳馬氏體可承擔(dān)較大的塑性應(yīng)變，梯度組織應(yīng)變的不均勻性可以提供額外的加工硬化能力，使梯度組織有著更好的強(qiáng)塑性結(jié)合。
關(guān)鍵詞：
大塑性變形(SPD)法是制備大塊超細(xì)晶材料的一種適合工業(yè)生產(chǎn)的有效方法[1,2]，常見的SPD法包括等通道角擠壓(ECAE/P)[3,4]、累積疊軋(ARB)[5,6]、高壓扭轉(zhuǎn)(HPT)[7,8]、多軸壓縮/鍛造(MAC/F)[9,10]，超音噴丸(USSP)[11]等等，其中ECAP和HPT工藝為目前最主要的用來(lái)制備超細(xì)晶乃至納米晶的SPD方法。材料在室溫下經(jīng)歷強(qiáng)烈的塑性變形后，變形材料內(nèi)部產(chǎn)生大量的位錯(cuò)增殖和位錯(cuò)纏結(jié)，進(jìn)一步生成胞狀位錯(cuò)組織并轉(zhuǎn)變成為具有獨(dú)立滑移系的亞晶?；蛐碌木Я?，從而使晶粒的細(xì)化作用十分有效[12,13]，隨后的退火工藝可以進(jìn)一步增大組織中大角度晶界的比例。
一般情況下，通過(guò)SPD法制備超細(xì)晶鋼所需要的等效應(yīng)變應(yīng)大于4[14]。為了突破成型載荷限制，林鵬程等[15]最近提出3D-SPD軋制法，可以實(shí)現(xiàn)對(duì)塊體材料施加6.5等效應(yīng)變的SPD，從而成功制備晶粒尺寸為1 µm的塊體棒材。Ueji等[16]利用馬氏體作為冷軋退火的起始組織，僅用了等效應(yīng)變?yōu)?.8的軋制變形在550℃保溫退火30 min，即獲得了尺寸為180 nm的等軸狀鐵素體晶粒。他們認(rèn)為這種相對(duì)較小的應(yīng)變得到超細(xì)晶的關(guān)鍵因素在于起始組織主要是板條馬氏體。板條馬氏體內(nèi)有三級(jí)結(jié)構(gòu)存在，這意味著馬氏體本身可以看作是一種有很多大角度晶界存在的細(xì)晶組織，實(shí)驗(yàn)所得馬氏體等效晶粒尺寸為3.2 µm。盡管馬氏體相變可以細(xì)化奧氏體晶粒，但它并不能直接得到超細(xì)晶組織，軋制變形是得到超細(xì)晶的重要機(jī)制。馬氏體軋制變形會(huì)在原始組織內(nèi)誘導(dǎo)晶界形成，在馬氏體細(xì)結(jié)構(gòu)的基礎(chǔ)上進(jìn)一步細(xì)化組織，若加上退火工藝則可以減少晶粒內(nèi)位錯(cuò)，將不清晰的晶界轉(zhuǎn)變?yōu)楦黠@、可分辨的晶界，而馬氏體內(nèi)過(guò)飽和的C原子也有利于軋制過(guò)程中位錯(cuò)的塞積以及阻止退火過(guò)程中晶粒的長(zhǎng)大。因此，以馬氏體作為起始組織軋制退火是一種有效的制備超細(xì)晶的方法[17]。然而，馬氏體塑性差，變形抗力高，且C含量越高，馬氏體越脆，在變形時(shí)容易產(chǎn)生裂紋，難以作為SPD的起始組織。因此，利用馬氏體起始組織通過(guò)大塑性變形來(lái)制備超細(xì)晶粒鋼的研究主要集中在低碳鋼[18,19]或無(wú)間隙原子(IF)鋼[20]上。
為了將冷軋馬氏體組織退火制備超細(xì)晶鋼由低碳鋼進(jìn)一步擴(kuò)充到中碳鋼范圍，本工作選用不含貴重合金元素的中碳鋼作為實(shí)驗(yàn)材料，通過(guò)脫碳工藝制備出由表面至芯部C含量逐步增加的C梯度馬氏體組織，通過(guò)在中碳鋼表面引入低碳層，降低表面組織強(qiáng)度，成功通過(guò)大壓下軋制出中碳馬氏體鋼，為下一步冷軋+退火工藝制備中碳超細(xì)晶鋼奠定基礎(chǔ)。同時(shí)，對(duì)比分析了軋制后梯度組織馬氏體和均質(zhì)馬氏體的組織與力學(xué)性能，研究了C含量梯度分布對(duì)冷軋馬氏體強(qiáng)塑性的影響，以期為其他合金鋼成分梯度組織的研究和制備提供一種新的思路。
1實(shí)驗(yàn)方法
實(shí)驗(yàn)用鋼為不含貴重元素的35中碳鋼，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同)為：C 0.34，Si 0.21，Mn 0.69，P ≤ 0.015，S ≤ 0.003，F(xiàn)e余量。試樣原始組織為珠光體和鐵素體。試樣初始尺寸為70 mm × 20 mm × 3 mm，在Ar氣保護(hù)氣氛下加熱至1100℃奧氏體區(qū)進(jìn)行脫碳處理，脫碳工藝采用氣體脫碳法，即在奧氏體化保溫過(guò)程中通入CO/CO2混合氣體，其中體積比V(CO)∶V(CO2) = 14，保溫90 min后通入Ar氣5 min將脫碳?xì)夥张懦?，然后將試樣立刻取出水淬至室溫。室溫下用輥徑?80 mm的二輥軋機(jī)對(duì)脫碳淬火后試樣進(jìn)行5道次冷軋，最終厚度為0.9 mm，總壓下率為70%，等效應(yīng)變?yōu)?.5。實(shí)驗(yàn)工藝如圖1a工藝1所示。同時(shí)采用圖1b工藝2制備均質(zhì)(無(wú)碳梯度)馬氏體組織作為對(duì)比，工藝2與工藝1的差別在于奧氏體化過(guò)程中通入的氣體是Ar保護(hù)性氣氛。將2種工藝下的淬火試樣沿中心剖開，使用HV1000A型Vickers硬度計(jì)沿厚度方向測(cè)量淬火材料和原始材料的硬度，載荷為0.5 kg，加載時(shí)間為10 s。各狀態(tài)試樣在Instron 5969拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸方向沿軋制方向，拉伸速率為0.001 s-1。使用4% (體積比)硝酸酒精溶液腐蝕試樣軋向-法向截面，利用Axio Scope A1光學(xué)顯微鏡(OM)和加速電壓為20 kV的Nova400納米場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的微觀組織。
圖1
圖1脫碳實(shí)驗(yàn)工藝以及均質(zhì)馬氏體處理工藝
Fig.1Rout 1 for decarburization procedures (a) and rout 2 for obtaining homogeneous martensite (b) (V—volume of CO or CO2)
2實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1脫碳后組織和硬度演變
圖2給出了奧氏體化過(guò)程中通入Ar保護(hù)氣氛進(jìn)行處理，淬火后獲得的均質(zhì)馬氏體組織。可以看到，微觀組織主要是板條馬氏體以及少量片狀馬氏體。
圖2
圖2淬火均質(zhì)馬氏體的微觀組織
Fig.2Microstructure of the homogenous martensite
試樣在奧氏體化溫度下進(jìn)行脫碳處理，高溫下，CO2與試樣表面C原子反應(yīng)式為：
式中，[C]為鋼中的C原子。
脫碳過(guò)程中，由于弱氧化性氣體CO2脫去試樣表面C原子，使得試樣表層C濃度降低，形成了表面和內(nèi)部C濃度差。在1100℃高溫條件下，C原子沿濃度梯度下降的方向定向擴(kuò)散，由此試樣獲得一定厚度的擴(kuò)散層。其特點(diǎn)是試樣表面的C濃度最低，靠近芯部，濃度便逐漸上升。C梯度形成后淬火得到的微觀組織也由表面逐漸向中心變化，如圖3所示。
圖3
圖3脫碳淬火馬氏體組織的SEM像
Fig.3SEM images of the decarburized martensite in the surface layer (a) and core layer (b) (Insets show the enlarged microstructure)
由圖3可以看出，脫碳后試樣表面和芯部組織均為典型的板條馬氏體組織加上少量的片狀馬氏體組織，馬氏體取向隨機(jī)分布，表面馬氏體組織粗大，芯部馬氏體組織明顯細(xì)小，如圖3右上角放大圖所示。導(dǎo)致表層和芯部馬氏體尺寸存在明顯差異的原因是2個(gè)區(qū)域原奧氏體晶粒尺寸的不同，如圖4所示，表層奧氏體晶粒平均尺寸為150 µm，而過(guò)渡到距表層470 µm處晶粒尺寸減小至103 µm。高溫下奧氏體化過(guò)程中，試樣表面由于脫碳反應(yīng)，試樣內(nèi)部的C原子因下坡擴(kuò)散而一直處于定向向外擴(kuò)散狀態(tài)，一方面使得C原子不易偏聚在晶界處，另一方面也有利于表層組織中滲碳體的溶解，奧氏體晶界遷移速率更快，晶粒尺寸更大。與此同時(shí)，芯部組織中存在C原子的偏聚和更難溶解的滲碳體，對(duì)晶界的遷移有著強(qiáng)烈的阻礙作用，降低了晶界遷移速率，因此芯部奧氏體晶粒更細(xì)小。奧氏體晶粒尺寸進(jìn)一步限制了馬氏體尺寸。
圖4
圖4脫碳淬火后試樣的顯微組織
Fig.4Microstructure of the decarburized steel from surface layer to core layer
圖5為試樣脫碳淬火后的梯度馬氏體組織以及相同奧氏體化條件下通入保護(hù)氣氛淬火后均質(zhì)馬氏體組織硬度隨厚度方向的變化?？梢钥闯?，均質(zhì)馬氏體試樣的硬度沿厚度方向基本保持不變，約為600 HV，證實(shí)實(shí)驗(yàn)過(guò)程中氣密性良好，在全程通Ar的情況下未發(fā)生氧化脫碳的現(xiàn)象。而脫碳處理后，由于C含量在試樣內(nèi)部呈梯度分布，Vickers硬度也從表面到中心逐漸增加，硬度由表面的222 HV增加到芯部的537 HV，硬度差值為315 HV。在距離表面大約1 mm時(shí)，硬度變化趨于穩(wěn)定，由此可見表面脫碳層厚度約為1 mm。
圖5
圖5不同氣氛下奧氏體化淬火后硬度隨厚度方向的變化曲線
Fig.5Hardness profile of decarburized martensite and homogeneous martensite
2.2冷軋后組織
圖6
圖6軋制后試樣總體形貌圖
Fig.6Morphologies of the cold rolled specimens of homogeneous martensite (sample 1) and compositionally gradient martensite (sample 2) (a) and enlarged view of homogeneous martensite in sample 1 (b)
脫碳淬火試樣冷軋后軋向-法向截面的組織如圖7所示。變形前近似取向隨機(jī)的馬氏體板條經(jīng)過(guò)70%冷軋后發(fā)生了轉(zhuǎn)動(dòng)，大量馬氏體板條趨于沿軋向排列，同時(shí)馬氏體板條厚度較冷軋前減小。其顯微組織大部分表現(xiàn)為明顯的層片狀特征，馬氏體板條沿軋向近似平行排列，即為層狀位錯(cuò)胞(lamellar dislocation cell，LDC)結(jié)構(gòu)。多數(shù)相鄰板條間有較大的取向差，板條內(nèi)存在高密度的位錯(cuò)[17]。此外，組織中還包含無(wú)規(guī)律彎曲的層狀(irregularly bent lamella，IBL)結(jié)構(gòu)。Ueji等[16]研究指出IBL結(jié)構(gòu)與LDC結(jié)構(gòu)的內(nèi)部均有非常大的局部取向差存在。芯部組織中還能看到彎折的馬氏體板條(kinked lath，KL)結(jié)構(gòu)。由于原來(lái)的馬氏體板條界面法向是平行于試樣軋向的，在軋制過(guò)程中較其他取向而言難以發(fā)生變形，同時(shí)在微剪切帶的纏結(jié)作用下最終以平行于法向的馬氏體板條形式存在。Morito等[21]指出IBL和KL結(jié)構(gòu)在超低碳鋼中不會(huì)出現(xiàn)，馬氏體板條的方向也不會(huì)影響最終的軋制組織形貌，在C含量高的試樣中，馬氏體板條界面由于殘余奧氏體的存在得以保留下來(lái)，在大的塑性變形條件下進(jìn)一步形成無(wú)規(guī)律彎曲馬氏體和彎折馬氏體板條。組織中還能看到明顯的波浪紋，這些波紋實(shí)質(zhì)上都是微剪切帶，其內(nèi)部位錯(cuò)密度非常高，它是由板條界面法向平行于軋制方向的馬氏體板條在大壓下軋制時(shí)的崩塌形成的[20]。
圖7
圖7脫碳淬火試樣軋制梯度馬氏體組織的SEM像
Fig.7SEM images of the cold rolled decarburized martensite in surface layer (a) and core layer (b) (ND—normal direction, RD—rolling direction, LDC—lamellar dislocation cell, IBL—irregularly bent lamella, KL—kinked lath)
對(duì)比試樣表層和芯部組織形貌可以看到，試樣表面組織大部分是被拉長(zhǎng)的LDC結(jié)構(gòu)，而微剪切帶和IBL、KL結(jié)構(gòu)非常少，芯部的微剪切帶結(jié)構(gòu)及IBL、KL結(jié)構(gòu)較多。這種剪切帶傾向于在C含量相對(duì)較高的芯部形成的現(xiàn)象與芯部板條結(jié)構(gòu)的相對(duì)穩(wěn)定性更高有關(guān)，C含量的增加提升了馬氏體板條的穩(wěn)定性[21]。在C含量相對(duì)較高的芯部區(qū)域內(nèi)，馬氏體板條結(jié)構(gòu)較為穩(wěn)定，在一定程度的塑性變形條件下，更容易引起組織內(nèi)部微剪切帶的形成以及IBL和KL結(jié)構(gòu)的產(chǎn)生。在C含量相對(duì)較低的表面區(qū)域，小的塑性變形就能造成馬氏體板條結(jié)構(gòu)的消失，形成LDC結(jié)構(gòu)。此外，微剪切帶是裂紋萌生的起源，從本實(shí)驗(yàn)中的冷軋?zhí)荻锐R氏體組織可以看出，芯部的波浪紋相比表面更加嚴(yán)重，且微剪切帶數(shù)量較多。而芯部形成的微剪切帶向表面擴(kuò)展傳播時(shí)，表面LDC結(jié)構(gòu)由于有著更均勻的變形可以阻止剪切帶的進(jìn)一步傳播，有效提高整體組織的韌性。若是進(jìn)一步提高塑性變形程度，使得大量的微剪切帶由芯部傳播到邊部時(shí)，裂紋易貫穿整個(gè)試樣，試樣就會(huì)開裂。
2.3拉伸性能
根據(jù)文獻(xiàn)[22]中大量淬火馬氏體硬度數(shù)據(jù)和對(duì)應(yīng)的C含量，可以擬合得到
圖8為根據(jù)
圖8
圖8硬度和C含量沿試樣厚度方向分布圖
Fig.8Hardness and carbon content distributions along sample thickness
實(shí)驗(yàn)用鋼原始試樣、脫碳淬火試樣、冷軋脫碳淬火后試樣和均質(zhì)馬氏體試樣的拉伸性能如圖9所示?？梢钥闯?，原始鋼抗拉強(qiáng)度較低，僅為706 MPa。淬火處理后獲得均質(zhì)馬氏體組織，試樣抗拉強(qiáng)度為1700 MPa，脫碳淬火處理后獲得的C梯度馬氏體組織抗拉強(qiáng)度為1525 MPa，其均勻延伸率相比均質(zhì)馬氏體提高了40%，總延伸率由4.79%提高至6.94%，強(qiáng)塑積由6.1758 GPa·%增大到10.58 GPa·%，比類似成分0.25%的強(qiáng)塑積(7.92 GPa·%)更高[23]。在芯部中碳鋼的上下表層構(gòu)建C含量逐漸變化的低碳層，表層低碳馬氏體相對(duì)于芯部中碳馬氏體為“軟相”，形成一種“三明治”結(jié)構(gòu)，在軋制過(guò)程中，芯部馬氏體變形具有滯后性，也就是說(shuō)2者的Poisson比由于應(yīng)變的不同而不同，當(dāng)表層已經(jīng)發(fā)生塑性變形時(shí)，芯部可能還處于彈性階段，這種應(yīng)變分布的不均勻性，最終會(huì)造成幾何必需位錯(cuò)的積累。此外，研究[24]表明“三明治”結(jié)構(gòu)可以導(dǎo)致表面和芯部受2種不同的應(yīng)力狀態(tài)，激活更多的位錯(cuò)滑移體系來(lái)加強(qiáng)位錯(cuò)的相互作用和累積，這些位錯(cuò)的累積為梯度組織提供額外的加工硬化能力，使梯度鋼延伸性能得到改善。
圖9
圖9原始鋼、C梯度馬氏體鋼、均質(zhì)馬氏體鋼及冷軋C梯度馬氏體鋼試樣工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線
Fig.9Engineering stress-strain curves of samples
對(duì)碳梯度馬氏體進(jìn)行冷軋后試樣抗拉強(qiáng)度高達(dá)2381 MPa，但總延伸率僅為1.2%。軋制試樣由于加工硬化作用具有很高的強(qiáng)度，同時(shí)大塑性變形引入了大量的缺陷和內(nèi)應(yīng)力，位錯(cuò)塞積造成了嚴(yán)重的應(yīng)力集中，因此軋制試樣幾乎沒(méi)有塑性，這與其他研究[23]軋制中碳馬氏體鋼的結(jié)果相似。將本工作得到的冷軋?zhí)荻冉M織鋼與不同C含量馬氏體鋼所達(dá)到的不同應(yīng)變進(jìn)行對(duì)比分析，結(jié)果見圖10。低碳鋼易于軋制，大部分文獻(xiàn)中對(duì)低碳馬氏體鋼的等效應(yīng)變可達(dá)1.8而不開裂[18,25]。也有嘗試更大壓下，如Zhao等[26]對(duì)0.17%馬氏體成功實(shí)施等效應(yīng)變3.17的軋制變形。然而對(duì)于中碳馬氏體很難進(jìn)行大壓下變形，目前研究發(fā)現(xiàn)對(duì)含C量0.25%的馬氏體組織也僅能實(shí)現(xiàn)等效應(yīng)變1.05的軋制變形[23]。隨著C含量的升高，淬火馬氏體的變形抗力增大，馬氏體組織容易發(fā)生軋制開裂，目前還沒(méi)有對(duì)0.34%及以上含C量馬氏體鋼進(jìn)行成功冷軋的報(bào)道。
圖10
圖10軋制不同C含量馬氏體等效應(yīng)變對(duì)比圖
Fig.10Equivalent strains as a function of tensile strength of cold rolled martensite in different researches
本工作選用的0.34%C含量的實(shí)驗(yàn)用鋼通過(guò)脫碳梯度處理，構(gòu)建表面上下2層低碳層，得到的平均含C量為0.22%，最終能在等效應(yīng)變?yōu)?.5塑性變形條件下，試樣不開裂。對(duì)于這種具有C梯度分布特征的金屬材料，其芯部的中碳鋼組織可以提高材料的強(qiáng)度，而表層梯度分布的低碳組織可以承擔(dān)較高的塑性應(yīng)變，確保材料具有一定的加工硬化能力。這種C梯度組織的制備為大壓下軋制中碳鋼提供了一種思路，也為后續(xù)退火制備中碳超細(xì)晶鋼提供前期軋制實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)。
2.4拉伸斷口形貌
圖11為均質(zhì)馬氏體試樣的拉伸斷口形貌。試樣整體形貌均勻，未見分層現(xiàn)象(圖11b)；表層和過(guò)渡區(qū)(從表層到芯部的過(guò)渡區(qū)域)拉伸斷口處韌窩均較淺(圖11a和c)。當(dāng)試樣經(jīng)過(guò)脫碳淬火后，斷口出現(xiàn)分層形貌，如圖12b所示。對(duì)比圖12a表層斷口形貌和圖12c過(guò)渡區(qū)域斷口形貌可以看出，表層斷口處韌窩數(shù)量較多，韌窩較深，而過(guò)渡區(qū)韌窩數(shù)量少而淺。圖13為冷軋?zhí)荻锐R氏體的斷口形貌?？梢钥闯?，斷裂形貌有2個(gè)截然不同的區(qū)域。表面為韌性斷裂，有大量韌窩聚集，韌窩數(shù)量較多，較冷軋前韌窩更淺；過(guò)渡區(qū)域?yàn)榈湫痛嘈詳嗔眩瑪嗫谔幊霈F(xiàn)明顯的分層現(xiàn)象，過(guò)渡區(qū)韌窩尺寸和數(shù)目較表層急劇減少，并且出現(xiàn)與軋制面平行的裂紋，大裂紋周圍出現(xiàn)分層臺(tái)階裂紋，呈現(xiàn)分層斷裂特征。
圖11
圖11均質(zhì)馬氏體試樣拉伸斷口形貌
Fig.11Tensile fracture morphologies of the surface layer (a), the area from surface to core layer (b), and the transition area (c) of homogeneous martensite
圖12
圖12脫碳淬火試樣拉伸斷口形貌
Fig.12Tensile fracture morphologies of the surface layer (a), the area from surface to core layer (b), and the transition area (c) of decarburized martensite
圖13
圖13軋制脫碳淬火馬氏體拉伸斷口形貌
Fig.13Tensile fracture morphologies of the surface layer (a), the whole area (b), and the transition area (c) of cold rolled decarburized martensite
經(jīng)脫碳工藝淬火得到的梯度組織出現(xiàn)分層形貌，其中表層馬氏體表現(xiàn)為韌性斷裂的特點(diǎn)，這是由于脫碳工藝造成了表層C含量的降低，表層固溶強(qiáng)化作用降低，塑韌性由此提升。冷軋后，表層和芯部組織韌性均大幅降低，這是由于冷軋引入了大量缺陷并造成了應(yīng)力集中，使其發(fā)生屈服后不久即發(fā)生斷裂。表層相對(duì)于芯部的韌性較好，它有效地阻止了芯部斷裂裂紋的進(jìn)一步向外擴(kuò)展，證實(shí)了梯度組織材料有效地利用了表層良好的塑性。
3結(jié)論
(1) 通過(guò)脫碳淬火實(shí)現(xiàn)C梯度分布后，對(duì)中碳馬氏體實(shí)施等效應(yīng)變?yōu)?.5的大壓下軋制，試樣表面無(wú)微裂紋產(chǎn)生，相比未脫碳均質(zhì)馬氏體鋼具有更好的塑性。
(2) 脫碳淬火試樣中存在C梯度變化和馬氏體尺寸梯度變化。脫碳后，試樣中的C含量由表層的0.05%逐漸過(guò)渡到芯部的0.32%，整體平均C含量為0.22%。表層由于C擴(kuò)散速率更快，提高了碳化物的溶解速率，使得奧氏體晶界遷移速率更快，表層的奧氏體晶粒更粗大，最終得到了奧氏體晶粒尺寸的梯度分布，從而進(jìn)一步獲得馬氏體的尺寸梯度分布，即表層粗大的低碳馬氏體組織逐漸過(guò)渡到芯部細(xì)小的中碳馬氏體組織。
(3) 制備的C梯度馬氏體組織相比原始鋼種和相當(dāng)C含量鋼種的均質(zhì)馬氏體組織有著更高的強(qiáng)塑積(10.58 GPa·%)。梯度組織更優(yōu)異的強(qiáng)塑性結(jié)合源于低碳層能進(jìn)一步阻止芯部微剪切帶的擴(kuò)展，當(dāng)芯部形成的微剪切帶向表面擴(kuò)展傳播時(shí)，表面層狀胞狀結(jié)構(gòu)由于有著更均勻的變形可以阻止剪切帶的進(jìn)一步傳播，有效提高整體組織的韌性。此外，梯度組織應(yīng)變的不均勻性也使得試樣產(chǎn)生額外的加工硬化能力，從而使整體塑性得到提升。