汽車用高強塑積中錳鋼的研究進展

王明明， 馬 飛， 裴未遲， 李冬冬， 龍海洋， 紀宏超， 劉 帥

(1. 華北理工大學 機械工程學院， 河北 唐山 063210;2. 華北理工大學 冶金與能源學院， 河北 唐山 063210)

“提高強度、減輕質量”是汽車行業(yè)發(fā)展的雙重要求，為實現(xiàn)這一目標，具有更高強塑積汽車鋼的研發(fā)越發(fā)得到關注。高強塑積鋼的研發(fā)經(jīng)歷了低塑性高強度或低強度高塑性的第一代汽車鋼；具有高強度高塑性，但合金化程度高、成本高的第二代汽車鋼；以及強度、塑性介于兩者之間，但成本低于第二代汽車鋼的高強塑積第三代汽車鋼[1-4]。

目前，國內外備受關注的第三代汽車鋼主要包括中錳鋼、淬火&配分鋼和納米貝氏體鋼[5-8]。與其他第三代汽車鋼相比，中錳鋼主要以C、Mn合金化為主，合金含量低；以軋制、臨界退火為主要制備工藝，制備工藝簡單。經(jīng)軋制及退火處理后，其組織由超精細鐵素體、奧氏體或部分馬氏體組成，組織中奧氏體通過相變誘導塑性機制(Transformation induced plasticity，TRIP)及孿晶誘導塑性機制(Twin induced plasticity，TWIP)實現(xiàn)其強度與塑性的提升，可獲得高達20～60 GPa·% 的強塑積。這種在單一均勻的鐵素體基體上引入亞穩(wěn)、多尺度相，使組織結構復雜化，是獲得良好的強度與塑韌性匹配的可選途徑之一，并能夠突破超細晶粒鋼理論極限，是中錳鋼獲得超高強塑積的關鍵因素之一[9]，因此中錳鋼被認為是實現(xiàn)汽車輕量化最有前景的材料之一[2,4,10-11]。本文從中錳鋼合金化、熱加工工藝及組織結構對強塑積的影響分析了國內外中錳鋼最新研究進展，以期為更高強塑積中錳鋼的研究提供理論基礎。

1 高強塑積中錳鋼合金化的研究進展

中錳鋼合金化是調控中錳鋼組織結構及提升性能的首要因素，也決定了熱加工工藝的選取，因此是目前研究的重點[12-15]。相對于淬火配分鋼和納米貝氏體鋼，中錳鋼合金化相對簡單，其中C、Mn是中錳鋼主要添加元素，其含量分別控制在(質量分數(shù)，下同)0.05%～0.4%及3%～12%范圍內，并在此基礎上添加少量Si、Al或V等元素。

1.1 碳對中錳鋼組織及性能的影響

中錳鋼的C含量一般在0.05%～0.4%左右[16-17]。C作為固溶強化元素及奧氏體穩(wěn)定元素對中錳鋼組織及性能具有重要影響：隨著碳含量的增加，C的固溶強化作用及對奧氏體穩(wěn)定性提升作用增加，但較高的C含量會導致滲碳體沿晶界呈網(wǎng)狀析出，惡化其強度及塑性[16-18]。Furukawa等[16]研究了C含量對5Mn鋼組織、性能的影響，其結果顯示C含量在0.01%～0.1% 時，組織中奧氏體含量與強塑積均隨著C含量的增加而增加，但不隨冷速的變化而變化；C含量在0.1%～0.4%之間時，冷卻方式對奧氏體含量與強塑積均產生較大影響。退火保溫后進行爐冷，冷卻速度低，滲碳體在奧氏體和鐵素體界面處析出，進而降低鋼的塑性。此外，滲碳體的析出導致可固溶于奧氏體中的C減少，奧氏體穩(wěn)定性降低，難以在變形階段以連續(xù)TRIP效應維持中錳鋼的強塑性。Li等[12]則充分利用Al抑制碳化物析出的作用，將中錳鋼C含量提升到0.52%，通過溫軋及退火處理獲得了具有薄膜狀及等軸狀混合組織，充分利用位錯強化、細晶強化、孿晶誘導塑性等機制，獲得了高達61.4 GPa·%的超高強塑積?？梢钥闯?，增加C含量是提升中錳鋼強度的有效方式之一，但如何保證C固溶于奧氏體中不析出，達到固溶強化及提升奧氏體穩(wěn)定性的目的值得深入研究。

1.2 錳對中錳鋼組織及性能的影響

作為奧氏體穩(wěn)定化元素之一，Mn是中錳鋼最主要的合金元素，其含量可達3%～12%[2,4,10-11]。在相同的熱加工工藝條件下，組織中奧氏體含量隨Mn含量的增加而增加，但由于中錳鋼C含量普遍小于0.3%，能夠擴散到奧氏體中的C含量有限，因此，隨奧氏體含量的增加，奧氏體中C含量降低，其穩(wěn)定性也相應降低[14]。較低的奧氏體穩(wěn)定性使中錳鋼在變形初期即有大量亞穩(wěn)奧氏體轉變?yōu)轳R氏體，使中錳鋼初始加工硬化速率較高。研究[2,11]表明Mn含量在5%～9%時，中錳鋼變形過程中奧氏體主要以TRIP機制實現(xiàn)強度及塑性的提升；而Mn含量在9%～12%時，變形過程中奧氏體則以TRIP+TWIP機制協(xié)同提升其強度及塑性。中錳鋼強塑積隨著Mn含量的增加而增加，但增加趨勢逐漸減慢，當Mn含量達到10%后，其強塑積接近飽和，此時對強塑積的貢獻主要歸功于伸長率，如圖1[14]所示。然而Mn含量過高時易使中錳鋼產生成分偏析，經(jīng)熱軋?zhí)幚砗蟪霈F(xiàn)沿軋制方向分布的偏析帶，導致中錳鋼組織不均勻、性能不穩(wěn)定[13]。但Lee等[19]卻充分利用Mn元素的偏析，通過熱軋+臨界退火+淬火處理，在富Mn區(qū)和貧Mn區(qū)獲得了具有不同尺度、不同穩(wěn)定性的奧氏體相。相對于貧Mn區(qū)細小奧氏體相，富Mn區(qū)塊狀奧氏體更易發(fā)生TRIP效應，以通過連續(xù)TRIP效應實現(xiàn)中錳鋼連續(xù)加工硬化，進而獲得強度為1.0～1.6 GPa、伸長率為20%的高強度、高塑性中錳鋼。

圖1 (0.1～0.2)C-(4～11)Mn-(0～1)Al中錳鋼經(jīng)冷軋+ 臨界退火后強塑積隨Mn含量的變化[14]Fig.1 Variation of product of strong and plasticity with Mn content in (0.1-0.2)C-(4-11)Mn-(0-1)Al medium manganese steel after cold rolling and critical annealing[14]

1.3 硅與鋁對中錳鋼組織及性能的影響

圖2 LA-0Si、LA-1Si及LA-3Si鋼(a)和HA-0Si及HA-1Si鋼(d)的真應力-真應變曲線及瞬時加工硬化速率-真應變曲線； (b)LA-1Si鋼奧氏體與鐵素體的微觀應變與宏觀應變的關系曲線；(c)LA-3Si鋼變形后不同晶粒的透射明場像； (e)HA-0Si及HA-1Si鋼馬氏體體積分數(shù)、馬氏體轉變速率隨真應變的變化曲線[15]Fig.2 True stress-true strain curves and instantaneous work hardening rate-true strain curves of LA-0Si, LA-1Si and LA-3Si steels(a) and HA-0Si and HA-1Si steels(d); (b) relationship between micro-strain and macro-strain of austenite and ferrite in LA-1Si steel; (c) transmission bright field images of different grains of LA-3Si steel after deformation; (e) variation curves of martensite volume fraction and martensite transformation rate with true strain in HA-0Si and HA-1Si steels[15]

Si、Al以固溶強化方式提升中錳鋼強度，并且能夠促進δ-鐵素體生成以及抑制碳化物析出[20-23]。Si的加入能夠有效降低鋼的層錯能，抑制位錯交滑移，促進亞穩(wěn)奧氏體在變形過程中形成孿晶，以TWIP機制提升中錳鋼的強度及塑性[21]。Si含量對0.2C-10Mn-3Al-xSi(質量分數(shù)，%)中錳鋼強化機制的影響如圖2所示，圖中LA為低奧氏體含量試驗鋼；HA為高奧氏體含量試驗鋼[15]。奧氏體含量為30%(體積分數(shù)，下同)時，LA-0Si鋼瞬時加工硬化指數(shù)在達到最大之后便逐漸降低，但LA-1Si及LA-2Si鋼瞬時加工硬化指數(shù)卻出現(xiàn)再次增加的趨勢，即出現(xiàn)二次加工硬化，并且LA-1Si鋼在真應變?yōu)?.25后出現(xiàn)的第三次加工硬化階段，如圖2(a)所示。Si含量的不同直接決定了奧氏體在應變時的強化機制，在0Si、1Si鋼中，形變孿晶及馬氏體[15]在不同的奧氏體中生成，即兩種強化機制單獨發(fā)生；但在3Si鋼中觀察到一次孿晶、二次孿晶以及孿晶交叉處生成的馬氏體，可以看出3Si鋼的強化機制更加復雜[21]，如圖2(c1，c2)所示。對于HA-0Si和HA-1Si中錳鋼，奧氏體穩(wěn)定性降低，因此在變形初期即有大量奧氏體轉變?yōu)轳R氏體，導致二者的瞬時加工硬化速率顯著高于LA-0Si及LA-1Si相同應變時的加工硬化速率，如圖2(d，e)所示。

Li等[22]研究了Al含量及亞穩(wěn)淬火溫度對熱軋0.2C- 1.5/3Al-8.5Mn(質量分數(shù)，%)中錳鋼組織及性能的影響。隨亞溫淬火溫度的升高，亞穩(wěn)奧氏體穩(wěn)定性逐漸降低，并且受奧氏體晶粒尺寸及奧氏體中不均勻C、Mn分布的影響，薄膜狀奧氏體的穩(wěn)定性明顯高于塊狀奧氏體的穩(wěn)定性。低Al中錳鋼經(jīng)650 ℃淬火后獲得了塊狀、薄膜狀殘留奧氏體和鐵素體，其奧氏體含量高達80%，由于塊狀、薄膜狀殘留奧氏體穩(wěn)定性不同，促進了中錳鋼在拉伸變形過程中奧氏體以不連續(xù)TRIP機制對強度及塑性的提升，其強度及伸長率分別為1373 MPa、31.8%。而高Al中錳鋼經(jīng)750 ℃淬火后，組織中不僅存在塊狀、薄膜狀殘留奧氏體及鐵素體，還存在δ-鐵素體。高Al中錳鋼在鑄造過程中生成δ-鐵素體并保留至室溫，簡單軋制、淬火均不能消除δ-鐵素體。變形過程中位錯更易在δ-鐵素體中滑移，可以避免因位錯堆積而引起應力集中，以及微裂紋，確保中錳鋼的塑性[24]。因此高Al中錳鋼強度雖略低于低Al中錳鋼，但受奧氏體不連續(xù)TRIP機制及δ-鐵素體協(xié)同變形機制作用，高Al中錳鋼的伸長率達到了34.5%[22]。此外，Al含量對變形組織再結晶和奧氏體逆相變均有影響，在低Al含量下，變形組織再結晶與奧氏體逆相變相互競爭，但由于Al的加入使奧氏體逆相變驅動力大于組織再結晶驅動力，從而使得變形組織再結晶延緩，轉變速度降低。高Al含量時，冷軋組織有變形條狀鐵素體及變形馬氏體組成，再結晶與奧氏體逆相變分別在變形鐵素體及變形馬氏體中同時發(fā)生，兩種機制相互影響較小[25]。Al的添加促進了δ-鐵素體的生成，在一定程度上提升中錳鋼的塑性，但較高的Al含量(>6%)會導致脆性金屬間化合物的形成，如k-碳化物和FeAl，最終降低其塑性[22-23]。

可以看出，Si、Al的添加可以有效調控中錳鋼組織中各相的含量及形態(tài)，但如何結合Mn、C進行合金化，實現(xiàn)對奧氏體含量、形態(tài)調控的同時，有效調控其穩(wěn)定性，進而使中錳鋼獲得更高強度、更高塑性是值得深入研究的[26-27]。

2 高強塑積中錳鋼軋制工藝的研究進展

高強塑積中錳鋼的制備過程主要包括軋制及后續(xù)熱處理工藝[22]。通過軋制引入晶界、剪切帶等亞結構，增加界面數(shù)量，是實現(xiàn)奧氏體逆相變的前期工藝；在退火工藝中，變形組織發(fā)生再結晶及奧氏體逆轉變，經(jīng)冷卻后逆相變奧氏體中保留到室溫，即形成亞穩(wěn)奧氏體[22,28-30]。

2.1 傳統(tǒng)軋制工藝對中錳鋼組織及性能的影響

傳統(tǒng)軋制工藝主要以熱軋及冷軋為主。軋制工藝增加了組織中的缺陷(亞晶界、位錯和孿晶等)密度，這些缺陷可以作為C、Mn等原子的擴散通道，加速原子擴散，并促進退火過程中奧氏體形核和長大[31]。Zhou等[29]發(fā)現(xiàn)，冷軋中錳鋼在臨界退火過程中，鐵素體基體的再結晶過程促進組織中高角度和低角度晶界的生成，為奧氏體逆相變形核及長大提供了有利的條件，而冷軋組織中殘留的奧氏體則延緩了變形組織的再結晶過程，從而抑制了連續(xù)的再結晶過程。由于在低角度晶界處形成的奧氏體晶粒始終與鐵素體基體保持嚴格的K-S取向，因此，在臨界退火過程中，奧氏體的生長受到抑制，晶粒尺寸得到細化。低溫退火工藝下，碳化物的析出降低了奧氏體生長的驅動力，因此，無論在奧氏體與基體之間是否存在嚴格的K-S關系，奧氏體都很難在低退火溫度下生長。但隨退火溫度的升高，奧氏體晶粒與鐵素體基體的K-S關系變得不嚴格，促進奧氏體晶粒長大[28-29]。

圖3(a，b)為0.1C-7Mn-0.5Si(質量分數(shù)，%)中錳鋼熱軋及冷軋并退火后典型組織的EBSD照片，熱軋+退火處理后，奧氏體在原馬氏體板條間形核并呈板條狀形式存在，且無再結晶馬氏體，如圖3(a)所示；而冷軋后，組織中位錯、亞結構等增多，組織中形變儲能更高，形變馬氏體更容易在退火過程中再結晶，并且奧氏體形核位置更多，因此退火后組織中以再結晶馬氏體和等軸奧氏體為主，如圖3(b)所示[30]。熱軋過程中原奧氏體晶界得以保留，易導致Mn、P原子在原奧氏體晶界處偏聚，并且奧氏體易在原奧氏體晶界處形核，最終導致變形過程中裂紋沿著原奧氏體晶界呈沿晶形式擴展；而在冷軋退火組織中，形變馬氏體再結晶，原奧氏體晶界被打斷，因此有效避免了Mn、P原子的偏聚，進而使裂紋以穿晶形式擴展，如圖3(c)所示[30，32]。

Sun等[33]對0.2C-10Mn-3Si-3Al(質量分數(shù)，%)中錳鋼分別進行了熱軋+臨界退火(HRA)+冷軋+臨界退火(CRA)處理，結果如圖4、圖5所示，CRA和HRA試樣均顯示出帶狀組織，其組織由相對較細的奧氏體、鐵素體以及δ-鐵素體組成。CRA試樣的奧氏體平均晶粒度比HRA試樣的奧氏體平均晶粒度要小得多，如圖4(a，c)所示。這主要在于熱軋組織以55%的δ-鐵素體和奧氏體為主；冷軋組織則主要以應變誘導馬氏體為主。在退火過程中，熱軋組織主要以靜態(tài)再結晶及奧氏體長大為主，轉變速度慢。然而，冷軋組織中奧氏體則由馬氏體再結晶及馬氏體向奧氏體逆向轉變，轉變速度較快。此外，兩種工藝下試樣的拉伸曲線均不滿足Considère準則，即在斷裂前沒有發(fā)生頸縮，如圖5(b)所示，表明兩試樣均在宏觀不穩(wěn)定之前出現(xiàn)了過早斷裂，未能充分利用加工硬化。但即便如此，CRA試樣的伸長率高達33%，這是由于形變誘導馬氏體相變(Deformation induced martensitic transformation，DIMT)發(fā)生階段不同。HRA試樣在形變初期即有大量奧氏體迅速轉變?yōu)轳R氏體，導致了應變硬化迅速增加，而CRA試樣中奧氏體穩(wěn)定性高，在應變初期(<0.15) 奧氏體尚未轉變?yōu)轳R氏體，隨著應變的繼續(xù)增加，奧氏體才迅速轉變?yōu)轳R氏體，如圖5(c)所示。正因如此，在拉伸應變過程中，冷軋組織中微孔形核幾乎與馬氏體相變同時發(fā)生，并且主要在馬氏體與奧氏體界面或馬氏體與δ-鐵素體界面處形核。微孔的形成是由于馬氏體與相鄰的較軟相之間的應變不匹配造成。當達到臨界應力時，裂紋將在δ-鐵素體界面、奧氏體與馬氏體界面處開始擴展并穿過δ-鐵素體，如圖4(b)所示。在熱軋試樣變形過程中，奧氏體在變形初期即轉變?yōu)轳R氏體，裂紋在馬氏體與δ-鐵素體界面處形核，當裂紋處應力達到δ-鐵素體臨界斷裂應力時，裂紋向δ-鐵素體內部擴展；裂紋尖端擴展到奧氏體時，因應力集中導致奧氏體向馬氏體轉變并繼續(xù)擴展，最終引起試樣斷裂?？梢钥闯?，在含有δ-鐵素體的中錳鋼中，奧氏體穩(wěn)定性直接決定了奧氏體向馬氏體轉變的快慢以及中錳鋼的塑性。

圖3 熱軋+退火處理(HRA)及冷軋+退火處理(CRA)后0.1C-7Mn-0.5Si中錳鋼的EBSD圖(a,b)和 組織形成示意圖以及低溫沖擊測試中裂紋形核及擴展示意圖(c)[30](a)熱軋+退火處理(HRA)；(b)冷軋+退火處理(CRA)Fig.3 EBSD images(a, b) and schematic diagram of microstructure formation and schematic diagram of crack nucleation and expansion in low temperature impact test(c) of 0.1C-7Mn-0.5Si medium Mn steel after hot rolling + annealing treatment (HRA) and cold rolling + annealing treatment (CRA)[33](a) hot rolling + annealing treatment (HRA); (b) cold rolling + annealing treatment (CRA)

圖4 CRA(a, b)及HRA(c, d)后0.2C-10Mn-3Si-3Al中錳鋼的EBSD圖(a, c)及裂紋擴展示意圖(b, d)[33]Fig.4 EBSD images(a, c) and schematic diagrams of crack propagation(b, d) of 0.2C-10Mn-3Si-3Al medium Mn steel after CRA(a, b) and HRA(c, d)[33]

圖5 CRA及HRA后0.2C-10Mn-3Si-3Al中錳鋼的工程應力-應變曲線(a)、瞬時加工硬化指數(shù)與 正應變的變化曲線(b)及奧氏體含量與真應變的變化曲線(c)[33]Fig.5 Engineering stress-strain curves(a), change curves of instantaneous work hardening index and normal strain(b) and austenite content and true strain(c) of 0.2C-10Mn-3Si-3Al medium Mn steel after CRA and HRA[33]

2.2 溫軋工藝對中錳鋼組織及性能的影響

圖6 冷軋(a，b)和溫軋(c，d)Fe-7.16Mn-0.14C-0.23Si鋼的顯微組織[35]Fig.6 Microstructure of the cold rolled(a, b) and warm rolled(c, d) Fe-7.16Mn-0.14C-0.23Si steels[35]

相對于傳統(tǒng)冷軋、熱軋工藝，溫軋過程中引入的位錯經(jīng)退火處理后能夠保留至室溫，并且溫軋引起的畸變能低于冷軋引起的畸變能，能夠避免變形組織的快速再結晶，進而能有效提升中錳鋼強塑積。此外，溫軋+退火處理后組織中可動位錯增加、奧氏體晶粒細化，這些也可以有效提升中錳鋼屈服強度，是獲得具有高屈強比中錳鋼的一種有效途徑[26,34]。Zhang等[26]發(fā)現(xiàn)溫軋+退火處理不僅可以有效提升中錳鋼的強塑積，還能有效消除呂德斯帶現(xiàn)象。這主要在于溫軋形變儲能高于熱軋后的形變儲能，為隨后臨界退火過程中的部分再結晶提供了高驅動力，促進溫軋組織中超細晶的形成；溫軋+退火處理后組織中鐵素體及奧氏體均呈現(xiàn)層片狀及等軸狀形態(tài)，中錳鋼屈服強度與奧氏體層片尺寸呈Hall-Petch關系，這是提升中錳鋼屈服強度的又一途徑。He等[35]對0.14C-7.16Mn-0.23Si(質量分數(shù)，%)中錳鋼的冷軋及冷軋后再溫軋試樣的組織及性能對比發(fā)現(xiàn)，相對于冷軋試樣，溫軋試樣中奧氏體和鐵素體的位錯密度都明顯增加，如圖6所示，且大多數(shù)位錯分布在靠近奧氏體和鐵素體界面的區(qū)域，這些位錯是為了適應中錳鋼溫軋過程中的不均勻變形而產生的幾何必要位錯(Geometrically necessary dislocations，GND)[36]。相對于冷軋試樣，溫軋試樣的屈服強度及抗拉強度均有增加，這主要在于溫軋中錳鋼組織中初始位錯密度增加，阻礙了奧氏體/馬氏體界面滑移，即增加了奧氏體的穩(wěn)定性；并且溫軋組織中奧氏體的碳含量也略微增加，也是提升奧氏體穩(wěn)定性的重要因素之一。奧氏體穩(wěn)定性的增加保證了奧氏體在高應變水平時仍可以憑借TRIP效應增加中錳鋼的強塑積。

3 高強塑積中錳鋼熱處理工藝的研究進展

熱處理工藝是對軋后的中錳鋼組織進一步調控，獲得特定含量、形態(tài)的微觀結構，是實現(xiàn)中錳鋼強度和塑性至關重要的一步。中錳鋼傳統(tǒng)熱處理工藝為臨界退火工藝(Intercritical annealing，IA)，又稱奧氏體逆相變(Austenite reverse transformation，ART)退火，是將冷軋、熱軋或淬火態(tài)鋼重新加熱至A1～A3溫度進行退火處理，使變形或淬火態(tài)組織向奧氏體轉變或再結晶，如圖7(a)所示[27]。

圖7 (a)奧氏體逆相變(ART)退火工藝[27]；(b)間斷臨界退火(IIA)工藝[37]；(c)淬火-臨界退火(Q-ART)工藝[40]； (d)兩步臨界退火(TIA)工藝[27]Fig.7 (a) ART annealing process[27]; (b) IIA process[37]; (c) Q-ART process[40]; (d) TIA process[27]

4 結論與展望

本文從中錳鋼合金化、制備工藝和組織與性能的關系進行了總結?？梢钥闯觯捎谥绣i鋼獨特的組織結構以及簡單的制備工藝，使得中錳鋼獲得高達20～60 GPa·%的高強塑積。因此，中錳鋼自研發(fā)至今一直得到科研工作者的關注。但對于合金化、軋制工藝及退火工藝對中錳鋼奧氏體逆相變、組織再結晶以及對強塑積的影響機制仍存在較多歧義，仍是限制高屈服強度、高強塑積中錳鋼的重要因素。因此，對于如何獲得多相、多尺度、亞穩(wěn)化中錳鋼組織結構的新工藝應是高錳鋼組織制備的必要考慮因素之一，此外，多相、多尺度、亞穩(wěn)化組織在變形過程中的演變機制以及對強度、塑性的貢獻機制仍需要進一步研究，并且高應變速率對中錳鋼組織演變及性能的影響也是決定中錳鋼使用價值的重要考量因素，值得探究。