通过旋转磁场辅助技术提高摩擦搅拌焊接高强度管道钢 nugget 区域的强度和塑性

《Journal of Materials Research and Technology》：Enhancing strength and plasticity in the nugget zone of friction stir welded high-strength pipeline steel via rotating magnetic field assist

　　杨M.|韩M.Y.|段R.H.|陈S.J.|王J.|杨Z.D.|董Y.|王Z.W.
中国江苏省科技学院材料科学与工程学院，镇江212003

**摘要**
在本文中，采用旋转磁场（RMF）辅助摩擦搅拌焊接（FSW）来焊接高强度管线钢，以提高成形质量并增强 nugget zone（NZ）的强度和塑性。研究的一个重要创新点是：在RMF辅助下，即使采用较低的热输入参数也能获得无缺陷的NZ，而在传统的FSW中，低热输入通常会导致宏观缺陷。RMF作用下的NZ发生铁素体动态再结晶（DRX），从而显著细化晶粒。此外，在NZRMF中还观察到了大量保留奥氏体的独特形成，这种情况在FSW管线钢的NZ中很少见，并伴随有纳米级沉淀物。由于持续的高应变硬化率（SHR），NZRMF的最终抗拉强度（UTS）达到了664 MPa，均匀伸长率（UE）达到了9.2%，分别达到了基材（BM）的108.5%和161.4%。研究揭示了多种应变硬化机制：细化的铁素体晶粒有效限制了塑性变形过程中的位错运动，沉淀物的钉扎效应以及奥氏体的相变诱导塑性（TRIP）进一步促进了位错增殖，从而实现了持续的高SHR。

**1. 引言**
高强度管线钢因其经济性、安全性和环保性而在长距离石油和天然气输送中得到广泛应用[1][2][3]。焊接在管线铺设中起着至关重要的作用，已经广泛使用了多种熔焊技术，如埋弧焊（SAW）和气体金属弧焊（GMAW）[4][5][6]。然而，这些焊接技术存在一定的缺点，包括气孔、夹杂物和裂纹。一些研究还表明，高热输入常常导致热影响区（HAZ）的晶粒粗化及回火分解[7][8][9]。Hariprasath等人[10]指出，由于软区的形成，GMAW低合金钢接头的伸长率显著降低，仅达到基材的61%。Zhang等人[11]发现，在电弧焊X80钢接头中，由于基材、HAZ和熔合区之间的强度不匹配，应力集中容易发生，严重降低了接头的强度。因此，迫切需要一种低热输入的焊接新技术来抑制晶粒粗化和软化，从而提高焊接接头的机械性能。
摩擦搅拌焊接（FSW）作为固态连接技术的一项重要进展，可以有效抑制冶金缺陷的形成和HAZ的软化[12][13][14]。目前，由于其高效性和环保性，FSW已广泛应用于非铁金属和不同合金（如Al/Li）的连接[15][16][17]。与非铁金属相比，FSW管线钢的NZ由于熔点较高，其微观结构较为粗糙，导致强度和塑性下降。虽然通过降低旋转速度、增加焊接速度和应用冷却介质来降低NZ的峰值温度（>Ac3至Ac1）可以细化微观结构，但在焊接后的冷却过程中不可避免地会形成低温相变产物，从而导致塑性严重恶化[18][19][20]。为了获得具有优异机械性能的细铁素体微观结构，必须严格控制峰值温度低于Ac1[21]。然而，使用传统FSW实现这一点极其困难，因为如此低的旋转速度（低热输入）会导致宏观缺陷（孔洞）。
为了解决这些问题，已经应用了一些预热方法，如电阻加热、高频感应和激光加热，结果表明辅助预热可以有效降低轴向焊接力，提高材料流动性，并改善机械性能[21][22][23]。然而，这些预热方法也存在缺点，如高频感应线圈的适应性和互换性差、电阻预热的热效率低以及激光预热能量过于集中，限制了其在工程中的广泛应用。最近，随着高强度磁技术的发展，一些研究尝试利用旋转磁场（RMF）辅助铝合金的FSW[24][25]。有趣的是，他们发现RMF辅助不仅可以提高接头成形质量，还能显著提升接头性能。与铝合金不同，管线钢不仅是铁磁性的，在FSW过程中还会发生相变，这对材料流动性、微观结构特性和NZ的机械性能有复杂影响。然而，目前磁场辅助FSW仅用于铝合金的连接，其对管线钢的影响很少有报道。
在本研究中，采用了一种新型的混合FSW技术——RMF辅助FSW来焊接高强度管线钢。首先研究了RMF的工作原理及其对NZ微观结构和机械性能的影响；其次分析了微观结构特征对NZ变形行为的影响；最后讨论了NZ的应变硬化机制。

**2. 实验步骤**
使用厚度为2毫米、化学成分为Fe-0.07C-0.3Si-1.5Mn-0.05Nb-0.02Ni（重量百分比）的高强度管线钢板。FSW在低热输入下进行，旋转速率为120 rpm，焊接速度为100 mm/min。采用W-Re工具（W-25Re，重量百分比），该工具包括直径为10毫米的肩部和直径为5毫米、长度为1.7毫米的销钉。为了调整微观结构特性并改善机械性能，六组电磁线圈通过特殊夹具固定在焊接机的主轴上，与FSW工具同步运动，如图1所示。焊接过程中，工具倾斜角设置为3°，肩部的插入深度为0.1毫米，FSW和RMF辅助FSW过程中的轴向载荷分别为36.2 kN和34.3 kN。使用K型热电偶和LR8431-30采集仪器测量NZWRMF和NZRMF的热循环历史。FSW过程中，RMF发生装置的线圈电流和频率分别设置为10 A和50 Hz，嵌入每个线圈的软铁芯将产生的磁场传递到NZ。为了定量表征RMF的辅助效果，使用Maxwell软件建立了有限元模型，并采用瞬态求解器模拟时变电磁环境。模型几何形状和激励参数（10 A, 50 Hz）与实际实验设置一致。

**图1. RMF发生装置（a），RMF辅助FSW过程（b）**
基于电磁原理和模拟结果，开发了图2所示的物理机制示意图。这六组线圈对称分为三对，即A（1和4）、B（2和5）和C（3和6），由频率控制器驱动。每对线圈（例如1和4）的通电方向相反，因此磁场的方向也相反。为了进一步描述RMF的形成原理，以三个典型角度为例（ωt=0°、ωt=120°和ωt=240°），如图2a-c所示。当ωt=0°时，IA=0，IB和IC的值分别为...（原文数据缺失）。因此，A组的线圈不产生磁场，B组和C组线圈产生的磁场分别如图2a1和a2所示。此时，B组和C组线圈产生的磁场合并，合成磁场的方向如图2a3所示。当ωt=120°时，IB=0，IA和IC的值分别为...（原文数据缺失）。在这种情况下，合成磁场的方向从图2a3变为图2b所示。当ωt=240°时，合成磁场的方向继续偏转，如图2c3所示。最终，NZ的磁场强度和方向随着每组线圈中电流的大小和方向变化而不断变化，形成持续的RMF。此时，由于管线钢板与磁场线的切割作用产生了涡流。涡流产生的反向磁场与RMF相互作用，产生了旋转体积力，促进了NZ的材料流动，如图2f所示。此外，涡流由于焦耳热的产生导致金属塑化，进一步增强了NZ金属的流动性。

**图2. RMF产生的示意图：** (a) ωt=0°, (b) ωt=120°, (c) ωt=240°, (d) 交流电流曲线, (e) 电流计算公式, (f) 旋转体积力**

FSW后，使用光学显微镜（OM）观察焊接接头的宏观形貌。为了准确量化宏观形貌变化，使用Image-Pro Plus（IPP）软件测量NZ的截面积。根据NZ和HAZ之间明显的微观结构差异确定NZ的边界，然后自动计算封闭区域。进一步使用配备背散射衍射仪（EBSD）的电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）系统观察NZ的微观结构特征。EBSD测量的扫描步长分别为0.12 μm和0.022 μm。OM和SEM样品用4%的Nital进行蚀刻。电解抛光分别使用12.5% HClO4 + 87.5% C2H6O溶液制备EBSD和TEM样品。图3a和b显示了拉伸样品的尺寸，所有样品的拉伸性能使用SANS-CMT5105拉伸试验机进行测量。每种条件测试了三个平行样品以确保结果的可靠性。EBSD还被用来表征拉伸变形样品的微观结构，观察位置如图3c所示。

**3. 结果**
**3.1. 微观结构演变**
图4展示了无RMF和有RMF的FSW接头的宏观形貌。可以看出，无RMF时NZ中产生了孔洞型缺陷（NZWRMF），而在RMF辅助下获得了无缺陷的NZ（NZRMF）。此外，RMF辅助下的NZ（NZRMF）截面积比NZWRMF增大，分别为9.3 mm2和10.2 mm2。显然，RMF的应用由于电塑性效应有效地软化材料，从而增加了NZ的软化区域。最终，在摩擦搅拌、电塑性效应和磁搅拌的综合作用下，获得了成形良好的焊接接头。

**图4. 无RMF（a）和有RMF（b）的FSW接头宏观形貌**
为了定量表征RMF的辅助效果，使用Maxwell软件模拟了RMF产生的感应磁场，如图5所示。在交流电流的作用下，六个磁头在工件内部产生旋转磁场，导致磁感应周期性变化（图5a,d）。此时，由于管线钢板与磁场线的切割作用产生了涡流，促进了焊接金属的软化。此外，涡流在焊接区内形成同心环状图案，从而促进了材料流动（图5b,e）。由于穿透钢板的磁感应线方向不断变化，电磁力的方向也随之变化。因此，NZ持续受到旋转体积力的作用，补偿了由于热生成不足引起的塑性流动不足（图5c,f）。感应磁场原理的数值模拟：感应磁场（a,d）、涡流分布（b,e）以及旋转体积力（c,f）。为了进一步验证旋转磁场的加热效果，测量了NZWRMF和NZRMF的热循环历史，如图6所示。NZWRMF和NZRMF的峰值温度分别为693°C和716°C。这表明旋转磁场对NZ有一定的辅助加热作用，但其效果有限。因此，基于上述数值模拟和实验验证，可以推断旋转体积力是促进材料流动的主要因素。

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图6. NZWRMF和NZRMF的热循环历史。

由于NZWRMF中产生了孔型缺陷，本研究重点关注旋转磁场对NZRMF的微观结构和力学性能的影响。图7显示了BM和NZRMF的SEM图像。在BM中观察到大量块状马氏体-奥氏体（M-A）组成的针状铁素体。最近的研究强调了在FSW过程中，由于严重的塑性变形和热循环，各种先进材料的NZ中微观结构演化和相变的复杂性[26]，[27]。与BM相比，FSW后铁素体微观结构从针状转变为等轴形态，M-A成分显著细化。此外，在NZRMF中也检测到了一些细小的沉淀物。因此，在NZRMF中获得了等轴铁素体、岛状M-A成分和细小沉淀物。相比之下，Xue等人[28]仅在低合金钢的FSW中发现了等轴铁素体和碳化物，这可能归因于相对较低的热输入（峰值温度< Ac1）。显然，FSW过程中施加旋转磁场对微观结构特征有显著影响。

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图7. BM（a,c）和NZRMF（b,d）的SEM图像。

图8显示了BM和NZRMF的TEM图像。在BM中，针状铁素体内观察到高密度位错，一些块状M-A成分分布在铁素体晶界处（图8a）。在NZRMF中，位错密度显著降低，岛状M-A成分主要分布在铁素体颗粒之间。此外，还发现了纳米级沉淀物，这些沉淀物均匀分散在铁素体基体中。使用IPP软件测量了沉淀物的尺寸和体积分数，分别为61±32 nm和0.203±0.052%。相比之下，Duan等人在X100管线钢的电阻加热辅助FSW中发现了粗大的（Nb,Ti）C沉淀物[21]。这可能是因为旋转磁场提供了大量的沉淀物形核位点。为了确定沉淀物的类型，使用了扫描TEM（STEM），如图9所示。观察到沉淀物富含Nb、V、Ti和C元素。通常，微合金高强度钢富含Nb、V和Ti元素，这些元素与C结合形成MC型沉淀物[29]，[30]。在这项工作中，纳米级沉淀物也富含Nb、V、Ti和C元素。因此，推测沉淀物为（Nb,V,Ti）C。

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图8. BM（a）和NZRMF（b-d）的TEM图像。

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图9. NZRMF中沉淀物的STEM图像：(a) 明场TEM，(b) C的EDS映射，(c) Fe，(d) Nb，(e) V，(f) Ti。

为了进一步分析BM和NZRMF的微观结构特征，使用了EBSD分析，如图10所示。白色和绿色线条分别表示低角度边界（LABs，2° ≤ θ < 15°；HABs，15° ≤ θ；θ-错位）。可以观察到HABs主要对应于NZRMF中的铁素体晶界，而LABs分布在晶粒内部。BM和NZRMF的晶粒尺寸分别为5.3μm和1.3μm。LAB和HAB的比例与晶粒尺寸和位错密度密切相关。具体来说，BM中的LAB和HAB的比例分别为73%和27%，NZRMF中分别为26.9%和73.1%。与BM相比，由于位错密度降低，NZRMF中的LAB比例显著减少。有趣的是，NZRMF中的HAB比例增加，这对应于晶粒细化。这归因于高变形温度和充分的动态再结晶（DRX），促进了位错的恢复和湮灭。因此，LAB的减少导致HAB比例的增加。此外，在铁素体晶界处还观察到一些奥氏体，这与M-A成分的分布一致。统计结果表明，BM和NZRMF中的奥氏体体积分数分别为0.2%和4.2%。与BM相比，NZRMF中的奥氏体体积分数显著增加，这可能是由于施加旋转磁场增强了C的扩散，促进了奥氏体的生成。

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图10. BM（a,d）、NZRMF（b,e）的逆极图，以及微观结构特征的统计结果（c,f,g,h）。

图11显示了BM和NZRMF的核平均错位（KAM）图、再结晶图及其分布。与BM相比，NZRMF的KAM值显著降低。在FSW过程中，强烈的塑性变形和热耦合有利于DRX的发生，导致大量的位错湮灭和重排。由于施加了旋转磁场，NZRMF中的铁素体再结晶过程得到促进，进一步降低了KAM值。图11d-e显示BM主要由亚结构组成，而NZRMF主要由再结晶晶粒组成。显然，再结晶比例的变化与KAM图分析一致。

图11. BM（a,d）、NZRMF（b,e）的KAM图和再结晶图像，以及微观结构特征的统计结果（c,f）。

3.2. 力学性能

图12展示了BM和NZRMF的拉伸性能。BM的抗拉强度（YS）为501 MPa，极限抗拉强度（UTS）为612 MPa，均匀伸长率（UE）为5.7%。相比之下，NZRMF的强度和伸长率显著提高，其YS、UTS和UE分别为620 MPa、664 MPa和9.2%。显然，与BM相比，施加旋转磁场后NZRMF的强度和塑性明显改善。

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图12. BM和NZRMF的工程应力-工程应变曲线（a）、真实应力-真实应变曲线（b）以及拉伸性能图（c）。

4. 讨论

4.1. 旋转磁场对微观结构的影响

由于高强度管线钢的高熔点和抗变形能力，尽管在FSW过程中奥氏体发生了再结晶，NZ中仍然经常出现粗大的微观结构（粒状贝氏体和层状贝氏体）。然而，在这项工作中，NZRMF获得了细小的铁素体，微观结构从BM的针状形态转变为NZRMF的等轴形态。与奥氏体相比，铁素体的位错交叉滑移和攀移速度更快，因为其堆垛错能（SFE）和自扩散速率较高，这使得再结晶变得困难[31]，[32]。然而，当储存的能量足以形成强烈的取向梯度时，由于严重的变形，铁素体也可能发生再结晶[31]。与传统热机械加工不同，FSW具有严重的塑性变形，可以在焊接过程中引入大量位错和亚结构。此外，先前的研究[33]，[34]，[35]表明，在高温和高应变条件下，晶界成为优先的形核位点，位错积聚、扩散和滑移在这里集中。旋转磁场引入了额外的电磁能量，与传统的FSW相比，诱导了更多的热量和更严重的塑性变形。这些增强的热机械条件直接放大了形核位点处的位错活动，从而促进了NZ中更完全的再结晶和显著的晶粒细化。

通常，在高强度管线钢的FSW中难以获得纳米级沉淀物，但在NZRMF中获得了大量沉淀物（见图7和8）。这可能与以下因素有关。首先，NZRMF中的更高峰值温度改变了合金元素在铁素体基体中的固溶度。其次，严重的塑性变形产生了高变形储存能量（DSE），主要储存在位错和晶界等晶体缺陷中；这种DSE不仅促进了溶质原子的扩散，还通过降低能量障碍促进了形核[29]，[36]。第三，高磁场的应用诱导了大量额外的位错和亚结构，提供了更多的形核位点。最后，磁场从热力学上降低了沉淀物的吉布斯自由能，进一步降低了形核障碍[37]，[38]。这些机制共同解释了在旋转磁场辅助样品中观察到的显著增加的形核粒子数量。

与BM相比，NZRMF中的奥氏体含量显著增加，这可以由以下因素解释[39]，[40]，[41]。首先，FSW的严重塑性变形促进了铁素体再结晶，同时碳原子从铁素体扩散到奥氏体，促进了奥氏体的形成。其次，由于严重的塑性变形，引入了高位错密度，提供了许多有利于碳原子扩散的通道，促进了奥氏体的生成。第三，旋转磁场的应用导致了铁素体的晶格畸变和晶格参数的减小，使得碳原子从基体的八面体间隙中排出。第四，旋转磁场促进了位错的增殖和位错移动性的增加，从而增加了碳原子的扩散通道。在随后的冷却过程中，热稳定性高的奥氏体得以保留到室温。截至目前，尚未有关于高强度管线钢FSW中存在奥氏体的相关报道。这可能是因为FSW过程中的高峰值温度导致奥氏体显著粗化，从而在随后的冷却过程中由于热稳定性差而完全分解。

4.2. 应变硬化机制

在这项研究中，NZRMF的UTS高于BM，且NZRMF的UE显著提高，达到BM的161%。为了理解NZRMF优异的力学性能，分析了BM和NZRMF的应变硬化能力，如图13a所示。观察到BM的应变硬化率（SHR）随着真实应变的增加而连续减小。相比之下，NZRMF的SHR-真实应变曲线表现出三个阶段的行为：初始下降，随后增加，然后随着真实应变的增加而再次减小。此外，NZRMF的SHR在颈缩前始终高于BM。为了量化硬化阶段并将它们与活跃的微观结构机制联系起来，使用了改进的Crusard-Jaoul（MC-J）分析来研究应变硬化行为。该关系表示为[42]，[43]：ln(dσ/dε)=(1-m)lnσ- ln(cm)，其中c是材料常数，m是加工硬化指数的倒数。如图13b所示，ln(dσ/dε)与lnσ的图表清楚地显示了三个不同的线性阶段，具有不同的斜率（1-m）。表1显示了BM和NZRMF在不同阶段的斜率。可以看出，NZRMF的斜率在相同阶段高于BM。较大的斜率对应于更慢的加工硬化速率衰减[44]。这表明NZRMF在每个阶段的塑性都优于BM。此外，可以从MC-J分析中推断出微观结构变形机制。在第一阶段，初始微观结构由细小铁素体颗粒和分散的沉淀物组成。因此，由于晶界的高密度，位错的平均自由程受到有效限制，而沉淀物则起到了钉扎点的作用[45]、[46]。这些特性促进了位错的快速增殖和储存，从而降低了低应变下的动态恢复。在第二阶段，尽管硬化率下降得比第一阶段快，但并没有突然停止，而是保持在较高水平。这种行为与 retained austenite (RA) 的主动相变相对应，该相变在相邻的铁素体基体中产生了大量的位错[47]、[48]。因此，由此产生的“变形诱导塑性 (TRIP) 效应”有效抵消了动态恢复。在第三阶段，由于 RA 的耗尽以及细小铁素体晶粒内部位错储存容量的饱和，缺乏进一步的硬化机制来抵消软化作用，导致材料发生了快速的塑性失稳。

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图13. BM 和 NZRMF 的 SHR-true 应变 (a) 和 ln(dσ/dε)-lnσ (b)。
表1. 不同阶段 BM 和 NZRMF 的斜率 (1-m)。

为了进一步分析 NZRMF 一致的高 SHR 值，我们对其拉伸后的微观结构特性进行了表征，如图14所示。可以发现，BM 和 NZRMF 中的晶粒都发生了显著拉伸，尤其是在 NZRMF 中。这表明 NZRMF 的微观结构在变形过程中承受了更大的应变。同时，NZRMF 的 KAM 值与变形前相比显著增加（见图11），这也表明在拉伸过程中积累了更多的应变。先前的研究[49]、[50]指出，对于超细晶粒（< 1 μm）样品，位错的最大移动距离受到晶粒尺寸的限制。因此，在晶粒内部形成位错增殖源的机会很小，难以实现应变硬化，因为位错的平均移动距离远低于产生位错相互作用所需的距离。相比之下，对于粗晶粒样品，较大的平均自由程允许广泛的滑移，但在低应变下位错积累的速度较慢。在本研究中，晶粒尺寸为 1.3 μm 的 NZRMF 达到了良好的平衡。这种长度尺度有效限制了位错的运动，促进了位错与晶界的频繁相互作用。因此，由于平均自由程受限而导致的位错快速增殖和储存，使得 SHR 有了显著提高。除了晶粒尺寸外，沉淀物也是影响 SHR 的另一个重要因素。先前的研究[51]、[52]指出，沉淀物可以通过钉扎效应增强微观结构的 SHR 能力。在本研究中，NZRMF 中的沉淀物密度显著增加，进一步提高了 SHR 能力。

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图14. 拉伸后 BM 和 NZRMF 的 EBSD 分析：BM (a-c)，NZRMF (d-f) 及其分布 (g-i)。

为了评估 austenite 对 SHR 的影响，还测量了拉伸后 BM 和 NZRMF 中 austenite 的体积分数，如图14h 所示。BM 中 austenite 的体积分数从 0.2% 降到了 0.09%，而 NZRMF 中的 austenite 体积分数则从 4.2% 显著下降到 0.225%。因此，BM 和 NZRMF 的相变比率分别为 55% 和 95%。这表明由于相变比率较高，NZRMF 中 austenite 的稳定性低于 BM。先前的研究[47]、[48]指出，随着晶粒尺寸的增加，austenite 中合金元素（C, Mn）的浓度降低，因为 C 和 Mn 原子的扩散距离增加，导致 austenite 的机械稳定性下降。此外，随着晶粒尺寸的增加，austenite 的机械稳定性降低，这有利于在塑性变形过程中从 austenite 向 martensite 的转变[53]、[54]、[55]。在本研究中，NZRMF 中 austenite 的尺寸相对于 BM 增加了很多，导致 austenite 的机械稳定性降低。然而，施加了 RMF 后，austenite 的体积分数显著增加。一般来说，austenite 对 SHR 的贡献主要取决于其机械稳定性和体积分数。在这种情况下，尽管 BM 中的 austenite 具有较高的机械稳定性，但在拉伸变形过程中只有少量的 austenite 产生了 TRIP 效应，导致 SHR 较低。相比之下，尽管 austenite 晶粒较粗且稳定性较低，但 RMF 诱导的异常高的 austenite 体积分数确保了在变形过程中产生显著的、持续的 TRIP 效应。这种“高体积分数”的净效应主导了塑性的提升，有效抵消了由于稳定性降低造成的任何不利影响，最终导致 SHR 显著增强。因此，由于颈缩开始的延迟，NZRMF 的 UE 和 UTS 同时得到了提高。

通常，在低热输入条件下对高熔点材料进行 FSW 时容易产生宏观缺陷，因为材料流动不足。此外，将外部场有效地耦合到 NZ 内以促进金属塑化和定向流动仍然是一个挑战。在本工作中，提出了一种新型的混合 FSW 技术——RMF 辅助 FSW，该技术通过涡流和内部电磁力产生的热量促进了 NZ 中的金属塑化和材料流动。因此，NZ 的微观结构和机械性能得到了显著改善。因此，相信 RMF 辅助 FSW 在未来钢材连接应用中具有很大的潜力。

5. 结论

在本研究中，成功应用了一种新技术 RMF 辅助 FSW 来辅助高强度管道钢的 FSW，并详细分析了其对微观结构演变和机械性能的影响。主要结论如下：
(1) RMF 的应用成功消除了传统 FSW 在低热输入条件下形成的孔洞缺陷，并且在 RMF 的帮助下获得了无缺陷的 NZ。此外，NZRMF 的横截面积比 NZWRMF 更大，分别为 9.3 mm2 和 10.2 mm2。
(2) NZRMF 中发生了铁素体 DRX，获得了 1.3 μm 的细小铁素体晶粒。NZRMF 中 DRX 晶粒的比例为 63.7%，KAM 值显著降低，与 BM 相比。此外，在 NZRMF 中观察到了大量的纳米级沉淀物和 austenite。
(3) 与 BM 相比，NZRMF 的强度和塑性显著提高，YS、UTS 和 UE 分别达到了 BM 的 123.8%、108.5% 和 161.4%。这是由于细小铁素体 DRX、分散的纳米级沉淀物以及高体积分数的 austenite 促进了大量的位错增殖，从而实现了强烈的应变硬化。