中錳鋼微觀結構調(diào)控與強韌化機制研究進展

杜一飛, 閆佳鶴, 馮運莉

(華北理工大學 冶金與能源學院, 河北 唐山 063210)

截至2021年,我國民用汽車保有量達到30 151萬輛[1],且近5年來,我國汽車保有量始終呈上升趨勢。車身自重是汽車能源消耗的重要組成部分,基于節(jié)能減排的需求,采用先進高強度汽車鋼(AHSS)來降低汽車自重是當今汽車工業(yè)發(fā)展的必然趨勢。目前先進高強鋼已開發(fā)至第三代,其目標在于實現(xiàn)綜合力學性能高于第一代AHSS的同時,成本低于第二代AHSS。在第三代先進高強鋼中,中錳鋼因具有與高錳孿晶誘導塑性(TWIP)鋼相近甚至更優(yōu)的力學性能,但合金化成本較低而備受關注。

中錳鋼是指錳含量在4wt%～12wt%的先進高強鋼,通常利用相變誘導塑性(TRIP)效應來實現(xiàn)優(yōu)異的力學性能。其室溫組織中有大量殘留奧氏體,部分亞穩(wěn)奧氏體會在應變過程中轉變?yōu)轳R氏體,提供額外的加工硬化,避免應力集中,從而提高材料的強度和均勻伸長率[2]。由于具有優(yōu)良的表面質(zhì)量和超高強度,中錳鋼已被廣泛用于汽車零部件,如立柱、側梁和保險杠橫梁等[3]。

研究表明,當金屬材料的微觀組織呈現(xiàn)出特定的不均勻結構,如晶粒呈多尺度、多形貌分布時,材料可能會獲得額外的強化機制,從而同時改善材料的強度與塑性,這類獨特的結構被稱為非均質(zhì)結構(Heterogeneous)[4-5]。而中錳鋼“多相、亞穩(wěn)、多尺度”研究則證明了在中錳鋼中實現(xiàn)非均質(zhì)結構強化的可行性[6],目前已經(jīng)有相當數(shù)量的新型非均質(zhì)結構中錳鋼被開發(fā)出來,如圖1所示,其性能均滿足甚至超過了第三代先進高強鋼的設計目標[7-18]。本文主要闡述了臨界退火工藝對構建非均質(zhì)結構的影響以及非均質(zhì)結構對中錳鋼強韌化機制的作用,以期為制備力學性能更加優(yōu)越的中錳鋼提供參考。

圖1 先進高強鋼與部分非均質(zhì)結構中錳鋼的伸長率與抗拉強度的關系[7-18]

1 臨界退火工藝對組織的影響

出于實際生產(chǎn)的考慮,中錳鋼未采用電沉積法[19]、表面機械研磨[4]等手段,轉而采用熱處理工藝制備非均質(zhì)結構,即在軋制或淬火后進行臨界退火處理。臨界退火是指將鋼由室溫加熱到奧氏體/鐵素體兩相區(qū)溫度并保溫的退火工藝,因此又被稱為兩相區(qū)退火。臨界退火一般應用在軋制或淬火工序之后。當軋制或淬火完成后,中錳鋼中的奧氏體會發(fā)生馬氏體相變,室溫組織主要有馬氏體、形變鐵素體和殘留奧氏體。通過臨界退火,馬氏體將逆轉變?yōu)閵W氏體,鐵素體部分轉變?yōu)閵W氏體,其余形變鐵素體則發(fā)生回復和再結晶[20]。此外,固溶在鐵素體、殘留奧氏體和馬氏體中的C、Mn、Al、Si等元素將發(fā)生配分。比較常見的制備非均質(zhì)結構的臨界退火工藝有多階段臨界退火工藝和超快臨界退火工藝。

1.1 臨界退火中的元素配分

C、Mn、Al、Si等退火配分元素對中錳鋼構建非均質(zhì)結構的影響主要體現(xiàn)在兩個方面。一方面,配分元素可影響殘留奧氏體穩(wěn)定性。奧氏體機械穩(wěn)定性直接決定了熱處理過程中奧氏體晶粒的形核與長大過程,同時也決定了塑性變形過程中TRIP效應的分散程度和先后次序。在發(fā)生配分的這4種常見元素中,C、Mn為奧氏體穩(wěn)定元素,向奧氏體中富集,Al、Si為鐵素體穩(wěn)定元素,向鐵素體中富集,同時促進C、Mn向奧氏體中富集[21-22]。C、Mn在奧氏體中富集程度越高,奧氏體越穩(wěn)定。因此構造C/Mn不均勻分布是設計非均質(zhì)結構奧氏體的重要方式。另一方面,配分元素會影響奧氏體層錯能。塑性變形過程中,奧氏體的變形機制一般取決于層錯能的高低,當層錯能小于20 mJ/m2時,中錳鋼中會發(fā)生TRIP效應;而層錯能在20～50 mJ/m2時,會發(fā)生TWIP效應;大于50 mJ/m2,變形主要通過位錯滑移進行,而在15～20 mJ/m2范圍內(nèi)時,TRIP效應與TWIP效應可能會同時出現(xiàn)[23-24]。化學成分與層錯能密切相關,Mn含量在6%～13%時,層錯能隨錳含量的升高而減小,Si同樣會降低層錯能,但C和Al會使層錯能升高[25-27]。

1.2 多階段臨界退火工藝

多階段臨界退火是中錳鋼制備非均質(zhì)結構的一種常見工藝。熱軋后退火過程中形成的富C/Mn奧氏體會在后續(xù)冷軋時轉化為馬氏體,馬氏體成分與奧氏體相近。冷軋后退火時,富Mn馬氏體更容易發(fā)生奧氏體逆轉變并長大,而由C、Mn含量較低的鐵素體中形核的奧氏體則形成較困難,晶粒尺寸較小,由此形成了多尺度的奧氏體非均質(zhì)結構[7]。邵成偉等[9]采用熱軋與冷軋后兩次臨界退火,在5Mn-3Al鋼中實現(xiàn)了奧氏體多尺度分布。由于Al含量較高,室溫組織中保留了長條狀δ鐵素體。在退火過程中,奧氏體將在原馬氏體區(qū)和鐵素體區(qū)形核并長大,形變α鐵素體會發(fā)生再結晶和晶粒長大,但δ鐵素體無明顯變化。

退火溫度與退火時間是影響中錳鋼中非均質(zhì)結構的主要因素。如圖2所示,隨著退火溫度升高,鋼中α鐵素體與奧氏體片層的比例下降,等軸狀晶粒體積分數(shù)上升,直至800 ℃時獲得幾乎完全等軸化的組織。而且隨著退火溫度的升高,奧氏體含量也明顯上升,機械穩(wěn)定性下降。退火時間與退火溫度的作用相同,隨著退火時間的延長,晶粒逐漸等軸化。再結晶的超細晶粒鐵素體基體變粗,進而大幅降低中錳鋼的屈服強度[8,14]。

圖2 冷軋中錳鋼經(jīng)700 ℃(a)、730 ℃(b)、800 ℃(c)退火后的顯微組織與拉伸測試前后的奧氏體含量(d)[9]

1.3 超快臨界退火工藝

超快退火(Flash annealing)是一種新興的熱處理工藝,即以100 ℃/s以上的升溫速率達到目標溫度,隨即快速冷卻[28]。傳統(tǒng)臨界退火需要較長的升溫和保溫時間,以保證元素配分充分[29]。除了效率低、生產(chǎn)成本高之外,長時間的臨界退火容易造成鐵素體再結晶,降低中錳鋼的屈服強度。通過超快退火,鋼中將發(fā)生奧氏體的快速形核和C的快速配分,殘留奧氏體含量明顯提高[30]。Wan等[31]對比了采用超快退火和普通臨界退火工藝的中錳鋼,發(fā)現(xiàn)相比于普通臨界退火,超快退火鋼均勻伸長率僅下降約6%,但抗拉強度上升了470 MPa。這是因為通過超快退火工藝,鋼中的鐵素體只有部分發(fā)生再結晶,保留的冷軋鐵素體與等軸狀再結晶鐵素體構成了獨特的非均質(zhì)結構。不同于普通臨界退火,由于退火時間較短,鐵素體、奧氏體之間僅發(fā)生了C的配分,Mn含量相差較小,這意味著超快退火形成的奧氏體機械穩(wěn)定性低于普通臨界退火,有利于馬氏體相變的發(fā)生,且超快退火中保留的高密度缺陷為奧氏體轉變提供了動力。所以超快退火鋼的強度與加工硬化率均高于普通臨界退火。因此,超快退火不僅提高了生產(chǎn)效率,而且為調(diào)整中錳鋼的微觀結構,提高綜合力學性能提供了新的思路。

2 非均質(zhì)結構中錳鋼的加工硬化機制

根據(jù)Considère準則,加工硬化率低于抵抗變形所需應力時,塑性失穩(wěn)開始[32]。為了保持塑性,材料需要具有高且持久的應變硬化能力,以應對流變應力的增加。中錳鋼的加工硬化效果主要取決于TRIP效應[18,33]。研究表明,當金屬中形成非均質(zhì)結構時,會產(chǎn)生獨特的非均質(zhì)結構強化機制[5,34]。在He等[35]制備的雙相非均質(zhì)結構中錳鋼中,變形前后奧氏體體積分數(shù)僅下降2%,其抗拉強度達到約1.5 GPa,同時均勻伸長率仍保持在約14.5%。這表明在TRIP效應受到抑制的情況下,中錳鋼仍存在其他加工硬化機制。因此,了解非均質(zhì)結構中錳鋼的加工硬化機制對于調(diào)整材料微觀結構,提高綜合力學性能至關重要。

2.1 幾何必需位錯與異質(zhì)變形誘導強化機制

對有色金屬與高熵合金的研究表明,非均質(zhì)結構金屬材料通常利用幾何必需位錯(GND)來實現(xiàn)高加工硬化[5,36]。非均質(zhì)結構材料塑性變形時,屈服先發(fā)生在軟區(qū),隨后擴展到硬區(qū)。為了保持應變連續(xù)性,非均質(zhì)結構材料的軟/硬域界面上會產(chǎn)生應變梯度。因此,大量位錯在界面附近塞積,形成應變梯度,這一類位錯被稱為幾何必需位錯[37]。中錳鋼多相多尺度的非均質(zhì)結構使得區(qū)域間強度差異明顯,為幾何必需位錯增殖提供了條件。

GND對非均質(zhì)結構材料強化的貢獻可以從兩個方面來理解。一方面,GND可以阻礙可動位錯的運動。GND通常塞積在軟區(qū)的邊界附近,作為阻礙可動位錯滑移的障礙物,促進材料的加工硬化[38]。GND的分布與應變梯度直接相關,可以通過電子背散射衍射(EBSD)定性分析并觀察其空間分布[28]。另一方面,當GND塞積在界面或障礙物上時,由于位錯間的相互作用,粗晶中會產(chǎn)生一個由塞積位置指向位錯源的長程應力,該應力稱為背應力。背應力將抵消部分外加應力,只有剩余外加應力高于產(chǎn)生位錯的臨界應力時,位錯才能繼續(xù)生成。同時硬區(qū)出現(xiàn)與背應力方向相反的前應力,使得硬區(qū)變形更容易。背應力和前應力的綜合作用稱為異質(zhì)變形誘導(HDI)應力[37]。

HDI應力可采用拉伸加卸載(LUR)試驗來計算[39]。Zhang等[8]比較了不同退火時間下HDI應力對抗拉強度的貢獻,結果如圖3所示。由圖3(a)可知退火10 min試樣A10具有最高的抗拉強度和總伸長率,但拉伸過程中相變奧氏體體積分數(shù)低于退火120 min試樣A120,即A120具有更高的TRIP效應;而由圖3(b)可知A10的HDI應力遠高于A120,這表明HDI應力是A10試樣具有最高抗拉強度的主要原因,結合HDI強化與TRIP效應可以實現(xiàn)中錳鋼強塑性的良好匹配。

圖3 中錳鋼的工程應力-應變曲線(a)與HDI應力-應變曲線(b)[8]

2.2 非均質(zhì)結構多階段TRIP效應

非均質(zhì)結構也為多階段TRIP效應的發(fā)生提供了條件。若馬氏體相變集中發(fā)生,晶粒間將產(chǎn)生裂紋萌生和擴展的潛在位置,導致均勻伸長率較低[40]。一般希望在變形過程中奧氏體發(fā)生非同步轉變,以擴展TRIP效應發(fā)生的應變范圍,從而使材料表現(xiàn)出更優(yōu)的塑性[41]。在非均質(zhì)結構中錳鋼中,晶粒的大小、成分與形狀均有明顯差異,結合非均質(zhì)結構獨有的幾何必需位錯增殖,殘留奧氏體呈現(xiàn)出顯著的機械穩(wěn)定性差異。

馬氏體會優(yōu)先在缺陷處形核,大量增殖的GND可為馬氏體相變提供形核位置,并降低殘留奧氏體的機械穩(wěn)定性[42]。因此非均質(zhì)結構中界面附近的奧氏體更容易發(fā)生馬氏體相變。Zhang等[8]認為,晶界處率先形成的馬氏體與未轉變的殘留奧氏體形成了核-殼結構,馬氏體殼會阻礙應變的傳導,從而延緩核心奧氏體的相變,最終呈現(xiàn)多階段TRIP效應。

除了GND與HDI應力的影響,非均質(zhì)結構晶粒尺寸、形貌的不同使得奧氏體機械穩(wěn)定性有明顯差異,如多尺度奧氏體可提供持續(xù)的TRIP效應[43]。通常認為,奧氏體晶粒尺寸越小,馬氏體相變所需的彈性應變能越高,奧氏體的穩(wěn)定性與晶粒尺寸成反比[44]。Sun等[17]開發(fā)了奧氏體晶粒尺寸雙峰分布的非均質(zhì)結構中錳鋼,其抗拉強度和總伸長率分別為1048 MPa和63%。圖4為該雙峰中錳鋼的加工硬化率曲線(虛線)和奧氏體含量與應變的擬合曲線(實線),其中材料的加工硬化率曲線可分為4個階段,在奧氏體體積分數(shù)明顯下降的第Ⅱ和第Ⅳ階段加工硬化率明顯上升。因此可得出結論,在拉伸變形的不同階段,由于不同晶粒尺寸的殘留奧氏體在拉伸變形期間的分散穩(wěn)定性,通過奧氏體的多級TRIP效應,雙峰非均質(zhì)中錳鋼實現(xiàn)了高強度與高塑性的結合。

圖4 中錳鋼的加工硬化率曲線和殘留奧氏體含量[17]

奧氏體的機械穩(wěn)定性并不單純?nèi)Q于晶粒尺寸,張喜亮等[7]研究了冷軋退火板的室溫組織,Mn含量較高的馬氏體區(qū)形成了晶粒尺寸較大的塊狀和片層狀奧氏體,在Mn含量較低的鐵素體區(qū)形成了尺寸較小的顆粒狀奧氏體。拉伸塑性變形過程中,Mn含量較低的顆粒狀奧氏體先發(fā)生相變,而Mn含量較高的塊狀和片層狀奧氏體在較大的應變范圍內(nèi)逐漸發(fā)生相變,這說明元素含量對奧氏體穩(wěn)定性的影響超過了晶粒尺寸因素。

除了晶粒尺寸與化學成分,奧氏體的晶粒形狀也是奧氏體機械穩(wěn)定性的重要影響因素。Li等[13]比較了退火板中片層狀和等軸狀兩種形態(tài)的奧氏體的機械穩(wěn)定性,研究表明,小的片狀奧氏體晶粒比大的等軸奧氏體晶粒更穩(wěn)定[45-46],等軸狀奧氏體先于片層狀奧氏體相變。而由于片層狀奧氏體存在明顯的取向關系[28],部分片層狀奧氏體需要先旋轉到合適的取向再發(fā)生相變,因此片層狀奧氏體之間也存在機械穩(wěn)定性差異。奧氏體晶粒間的穩(wěn)定性差異使得TRIP效應更加分散,加工硬化持續(xù)更長,最終非均質(zhì)中錳鋼的強塑積達到了70GPa·%。

2.3 TRIP/TWIP綜合效應

除非均質(zhì)結構強化與TRIP效應外,TWIP效應也是中錳鋼中常見的強化機制。由于非均質(zhì)結構奧氏體同時滿足了多階段TRIP效應與TWIP效應的發(fā)生條件,許多非均質(zhì)結構中錳鋼會同時觸發(fā)多階段TRIP效應與TWIP效應。TRIP和TWIP效應的協(xié)同作用有助于連續(xù)應變硬化和局部應力松弛。這使得均勻伸長率得到明顯提高,綜合力學性能進一步優(yōu)化。

化學成分和晶粒尺寸是影響層錯能的主要因素,不同的晶?？赡軙驗閷渝e能等因素的差異以不同的機制變形[21]。Niu等[12]利用快速退火制備了粗晶/納米晶雙峰結構中錳鋼,納米晶周圍位錯密度較高,高位錯密度有利于馬氏體相變[47]。而粗晶奧氏體則可以容納大量形變孿晶。多階段多機制的加工硬化使得雙峰結構中錳鋼兼具高抗拉強度與高塑性。鐵素體和奧氏體之間的變形機制與之類似,如圖5(a)所示,較軟的鐵素體在屈服過程中通過位錯滑移變形并發(fā)生加工硬化[21]。隨著進一步變形,孿晶出現(xiàn)并在有合適層錯能的奧氏體中相交,形成馬氏體形核點,如圖5(b,c)所示[48]。當奧氏體中應力足夠集中時,馬氏體相變發(fā)生。

圖5 變形過程中的TRIP/TWIP協(xié)同效應

3 結語

非均質(zhì)結構在不額外添加合金元素的情況下,大大提高了中錳鋼的強度和伸長率,這在先進高強鋼的推廣應用上具有極大的競爭優(yōu)勢。通過臨界退火調(diào)控元素配分和組織演變,中錳鋼組織中形成了性能有明顯差異的非均質(zhì)結構。在傳統(tǒng)強化機制的基礎上,非均質(zhì)結構使得中錳鋼可通過HDI強化、多階段TRIP效應與TRIP/TWIP綜合效應協(xié)同強化,有效提高了中錳鋼的加工硬化能力。中錳鋼非均質(zhì)結構強韌化的研究已經(jīng)取得相當多的成果,然而仍存在如下問題:

1) 非均質(zhì)結構對退火溫度和時間敏感性較高,且非均質(zhì)結構形貌與力學性能間的關系仍不夠明晰。如何通過熱處理工藝準確控制非均質(zhì)結構形貌,保證中錳鋼力學性能的穩(wěn)定性,以實現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn),仍需進一步研究。

2) 影響奧氏體穩(wěn)定性的因素,如C、Mn元素含量,晶粒尺寸,位錯密度等之間關系復雜,由單一因素預測奧氏體穩(wěn)定性可能與實際不符。這導致參考已有研究開發(fā)新的非均質(zhì)結構中錳鋼仍存在較大難度。目前尚未有針對各影響因素量化分析的研究。

3) 汽車鋼服役過程中需考慮循環(huán)載荷下的疲勞性能和抵抗沖擊載荷的沖擊性能,當前對非均質(zhì)結構中錳鋼的研究多集中于靜態(tài)拉伸,關于疲勞性能和沖擊性能的相關試驗研究有待進一步開展。