鋼鐵材料超塑性研究現(xiàn)狀與發(fā)展

張鴻濤， 李凱華， 孫勝輝， 閆海樂(lè)， 丁 樺，2， 蔡明暉，2

（東北大學(xué)1.材料科學(xué)與工程學(xué)院； 2.遼寧省輕量化用關(guān)鍵金屬結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 沈陽(yáng) 110819）

超塑性是指多晶材料在斷裂前能以各向同性的方式表現(xiàn)出較高的伸長(zhǎng)率（＞400%）.應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m（≈0.5）也可用于定義超塑性.晶界滑動(dòng)（grain boundary sliding，GBS）是超塑性變形的主要機(jī)制，在多種金屬材料中已被廣泛證實(shí)［1-3］.根據(jù)變形條件（如組織、溫度、應(yīng)力狀態(tài)等），超塑性可分為組織超塑性和相變超塑性［4］.組織超塑性又稱恒溫超塑性或細(xì)晶超塑性，在恒溫下易于操作，因此在超塑性成形中被廣泛應(yīng)用.該類型超塑性的重要特征是金屬在單向拉伸中能表現(xiàn)出較高的伸長(zhǎng)率［5-7］.這要求材料具有細(xì)小的等軸晶粒和一定的變形條件，即相對(duì)較高的溫度（＞0.5Tm）和相對(duì)較低的應(yīng)變速率（＜10-3s-1）.然而，溫度升高會(huì)導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大，因此材料必須具備良好的熱穩(wěn)定性.為了抑制高溫變形過(guò)程中晶粒的長(zhǎng)大，超塑性材料通常具有雙相細(xì)晶組織或含有細(xì)小彌散第二相粒子.相變超塑性是指在相變發(fā)生期間施加低應(yīng)力時(shí)會(huì)產(chǎn)生超塑性的現(xiàn)象，也稱為動(dòng)態(tài)超塑性［8］.該類型超塑性不要求材料具有細(xì)晶組織，但要求材料必須具有固態(tài)相變，且變形溫度頻繁變化，因此不太容易應(yīng)用在實(shí)際生產(chǎn)中.

根據(jù)應(yīng)力狀態(tài)和應(yīng)變水平，可將超塑性流動(dòng)過(guò)程劃分為三個(gè)區(qū)域：Ⅰ區(qū)擴(kuò)散蠕變、Ⅱ區(qū)晶界滑動(dòng)和Ⅲ區(qū)位錯(cuò)蠕變.這3 個(gè)區(qū)域分別對(duì)應(yīng)低、高和低的應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m.超塑性主要發(fā)生在Ⅱ區(qū)，m值接近0.5，晶界滑動(dòng)是主要變形機(jī)制.晶界滑動(dòng)是相鄰晶粒在晶界處的相對(duì)平移過(guò)程，分為Rachinger 滑動(dòng)和Lifshitz 滑動(dòng)［9-11］.晶界滑動(dòng)通常伴隨著晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)，這會(huì)在晶界處引起應(yīng)變不兼容，導(dǎo)致應(yīng)力集中.為了緩解這些應(yīng)力集中，晶界滑動(dòng)通常伴隨著一些調(diào)節(jié)機(jī)制.在20 世紀(jì)70年代，超塑性研究者們基于擴(kuò)散調(diào)節(jié)和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)調(diào)節(jié)兩種機(jī)制， 提出了許多不同的理論模型［12-16］，如Ashby-Verrall 擴(kuò)散調(diào)節(jié)的晶界滑動(dòng)模型、Ball-Huchison 位錯(cuò)調(diào)節(jié)的晶粒組滑動(dòng)模型、Mukherjee 晶界位錯(cuò)調(diào)節(jié)的晶界滑動(dòng)模型、芯-表理論、Langdon 晶內(nèi)與晶界位錯(cuò)調(diào)節(jié)的晶界滑動(dòng)模型等.

目前，超塑性研究的重點(diǎn)大多集中于細(xì)晶超塑性，即要求材料具有等軸、細(xì)晶和良好熱穩(wěn)定性的均勻組織.而非均勻組織的超塑性材料需要通過(guò)復(fù)雜的預(yù)處理才能制備出均勻組織，這增加了生產(chǎn)成本和時(shí)間［17-20］.為了解決這個(gè)問(wèn)題，一些研究者通過(guò)劇烈塑性變形獲得超細(xì)晶?；蚣{米晶組織，在多種合金體系中實(shí)現(xiàn)了低溫超塑性和高應(yīng)變速率超塑性［21-23］.此外，白秉哲［24］研究了“非理想組織”材料的超塑性，并提出了超塑變形中“非理想組織”的動(dòng)態(tài)平衡規(guī)律，即“非理想組織”在變形過(guò)程中由“粗大、非等軸、不均勻”向“細(xì)化、等軸化、均勻化”發(fā)展，該規(guī)律已在鈦合金中得到了證實(shí).曹文全等［25］提出超塑性材料供貨態(tài)研發(fā)方向，即在不完全滿足等軸細(xì)晶組織特征的材料中實(shí)現(xiàn)超塑性，不需要進(jìn)行預(yù)處理工藝.綜合來(lái)看，研究者們認(rèn)為超塑性材料的最新發(fā)展方向?yàn)榈蜏?、高?yīng)變速率和低成本，而實(shí)現(xiàn)非均勻組織材料的低溫高速超塑性完全符合新型超塑性材料的發(fā)展要求，可以進(jìn)一步推動(dòng)超塑性材料的應(yīng)用.

本文中主要對(duì)鋼鐵材料的超塑性研究現(xiàn)狀與發(fā)展進(jìn)行總結(jié)，并且重點(diǎn)關(guān)注非均勻組織的超塑性變形特性研究.同時(shí)，結(jié)合粗晶材料的超塑性和共生現(xiàn)象，對(duì)超塑性變形過(guò)程中非均勻組織的動(dòng)態(tài)演變過(guò)程進(jìn)行探討，介紹超塑性成形的應(yīng)用并對(duì)其未來(lái)發(fā)展方向進(jìn)行展望.

1 鋼鐵材料的超塑性

1.1 超高碳鋼

實(shí)現(xiàn)超塑性變形需要等軸細(xì)晶的雙相組織，因此早期超塑性材料多為共析和共晶成分合金，這也使超塑性研究者們開(kāi)始考慮共析成分的鐵碳合金.有研究表明［26-27］，共析鋼僅在A1以下小范圍溫度變形時(shí)可得到較高的m值（0.41），在A1以上單相區(qū)變形時(shí)，鐵素體-滲碳體組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，而單相區(qū)奧氏體晶粒更容易長(zhǎng)大，材料表現(xiàn)出較低的m值（0.2）.由于實(shí)現(xiàn)超塑性流動(dòng)的溫度范圍有限且晶粒易長(zhǎng)大，故共析鋼難以作為超塑性材料應(yīng)用于實(shí)際生產(chǎn)中.20 世紀(jì)70 年代，眾多學(xué)者使用含碳量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同） 為1.3%～1.9%的超高碳鋼（含滲碳體體積分?jǐn)?shù)為20%～29%）［28-31］，采用相當(dāng)復(fù)雜的熱機(jī)械加工得到了細(xì)小球狀θ 碳化物彌散分布在細(xì)晶α 基體中的雙相組織.即使在A1溫度以上，由于先共析滲碳體的存在，奧氏體晶粒仍然很細(xì)小，超塑性流動(dòng)會(huì)在很寬的溫度范圍內(nèi)發(fā)生（650 ～900 ℃），自此也掀起了含碳量為1.0%～2.1% 的超高碳鋼超塑性的研究熱潮［32-34］.

Zhang 等［35］提出了一種在簡(jiǎn)單熱處理的基礎(chǔ)上實(shí)現(xiàn)Mn-Si-Cr 合金化超高碳鋼超塑性的新工藝.如圖1（a）～（c）所示：在A1～Acm溫度之間，馬氏體組織奧氏體化，緩慢冷卻得到馬氏體＋球狀碳化物；在略低于A1溫度時(shí)變形，變形后為鐵素體＋球狀碳化物雙相組織，鐵素體晶粒內(nèi)彌散分布超細(xì)碳化物.超塑性潛能組織在合適的變形條件下轉(zhuǎn)變?yōu)槔诔苄缘慕M織，即馬氏體和球狀碳化物為主的超塑性潛能組織在不同溫度下變形，分別轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的鐵素體＋球狀碳化物組織和奧氏體＋鐵素體＋球狀碳化物組織.

圖1 鋼鐵材料的超塑性研究［35，40-41，47］Fig.1 The study of superplasticity in steel materials［35，40-41，47］

除了上述熱機(jī)械加工工藝，細(xì)晶超高碳鋼的制備方法還有粉末冶金法和噴射成形法.粉末冶金法是將采用不同工藝制備的超高碳鋼合金粉末放置于熱等靜壓機(jī)中，在燒結(jié)的同時(shí)對(duì)粉末施以各向均勻的高壓，使組織致密到理論密度而獲得塊狀超細(xì)晶超高碳鋼的一種方法.Taleff 等［31］采用粉末冶金法制備出Al 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的細(xì)晶超高碳鋼，其最大伸長(zhǎng)率可達(dá)到750%.上海寶鋼研究院利用噴射成形技術(shù)所制備的超高碳鋼，不需要后續(xù)處理就得到了良好的超塑性［36］.

1.2 雙相不銹鋼

20 世紀(jì)60 年代，Hayden 等［37-38］最早在雙相不銹鋼中實(shí)現(xiàn)了超塑性變形，制備出具有鐵素體-奧氏體雙相的Fe-Ni-Cr 三元合金，并研究了熱軋?jiān)嚇釉? 000 ℃附近的超塑性行為.隨后，Smith 等［39］研究了IN744 冷軋鋼的超塑性，并得到了大于1 000%的伸長(zhǎng)率，為加工制造形狀復(fù)雜的雙相不銹鋼制品提供了新的發(fā)展方向.Maehara和Li 等［40-41］研究了雙相不銹鋼在高溫δ／γ 雙相區(qū)和低溫σ 相析出區(qū)的超塑性變形行為.如圖1（d）和（e）所示：在1 050 ℃高溫變形時(shí)，粗化的γ條帶狀晶粒破碎為球狀，均勻分布在δ-鐵素體基體中；當(dāng)應(yīng)變達(dá)到某一臨界值時(shí)，δ-鐵素體發(fā)生局部動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，最終組織為均勻分布的等軸δ 和γ 晶粒.在950 ℃低溫變形時(shí)，δ-鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)棣煤挺?相，而晶界滑動(dòng)增加了晶界的遷移率，不利于σ 相的析出，導(dǎo)致一些σ 相在遷移率較低的孿晶界面上析出［見(jiàn)圖2（f）］.基于以上結(jié)果，Maehara［42］提出了從應(yīng)變硬化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶角度解釋超塑性變形的想法，通過(guò)平衡硬相（第二相粒子σ 相）引起的局部加工硬化和軟相基體中再結(jié)晶引起的軟化（即硬相彌散分布于軟相基體產(chǎn)生局部硬化）來(lái)引發(fā)軟相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而獲得良好的超塑性.

利用降低超塑性變形溫度來(lái)減少氧化和能耗是超塑性最新發(fā)展方向之一.雙相不銹鋼的最佳超塑性溫度一般為1 000 ℃左右，而對(duì)低溫超塑性的研究就會(huì)涉及到σ 相的析出.σ 相是通過(guò)α 相在700～950 ℃共析分解成γ 相和σ 相而形成的.普遍認(rèn)為σ 相是雙相不銹鋼中危害性最大的析出相，它是一種硬脆相，會(huì)降低鋼的塑性和韌性［43］.然而，有研究表明［42］，初始組織為γ＋δ 的雙相不銹鋼在σ 相析出溫度變形時(shí)，最大伸長(zhǎng)率大于2 500%.當(dāng)細(xì)晶超塑性和相變超塑性機(jī)制協(xié)同變形時(shí)，通過(guò)相變和再結(jié)晶的共同作用，雙相不銹鋼可得到優(yōu)異的超塑性，這也是首次在等溫超塑性變形過(guò)程中發(fā)現(xiàn)相變能增強(qiáng)塑性.

1.3 低中碳鋼

低中碳鋼的碳含量較低，不能像超高碳鋼那樣形成足夠的θ 碳化物作為第二相抑制基體相長(zhǎng)大.通常添加少量合金元素，在變形過(guò)程中形成細(xì)小的納米析出物可抑制晶粒長(zhǎng)大，或是通過(guò)預(yù)變形處理，可形成利于超塑性變形的組織.低中碳鋼的超塑性首次報(bào)道于1968 年.Maehara 等［44］在幾種成分不同的低碳低合金鋼中添加不同的合金元素，均得到了大于100%的伸長(zhǎng)率.其中含P 和Al的鋼在γ 相單相區(qū)變形后，也得到了大于300%的伸長(zhǎng)率.合金元素在變形過(guò)程中產(chǎn)生各種細(xì)小的析出物，一定程度上會(huì)抑制晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)也可能會(huì)影響晶界滑動(dòng).Hirano 等［45］研究了Fe-Cr 和Fe-Ni 合金的超塑性，發(fā)現(xiàn)應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m隨溫度的升高而增大，并在α＋γ 兩相區(qū)時(shí)急劇增至峰值，伸長(zhǎng)率也在兩相區(qū)達(dá)到最大（152%）.Tokizane 等［46］對(duì)高溫下具有板條馬氏體初始組織的低碳鋼的奧氏體化行為與板條馬氏體再結(jié)晶的關(guān)系進(jìn)行研究.他們發(fā)現(xiàn)：細(xì)小碳化物的析出抑制了晶界遷移，盡管淬火態(tài)板條馬氏體中位錯(cuò)密度較高，也很難發(fā)生再結(jié)晶；在經(jīng)過(guò)預(yù)變形處理后，奧氏體形核與板條馬氏體再結(jié)晶均會(huì)發(fā)生；當(dāng)預(yù)變形程度增加時(shí)，板條馬氏體再結(jié)晶和奧氏體形核幾乎同時(shí)發(fā)生；奧氏體晶粒在未再結(jié)晶區(qū)和細(xì)小再結(jié)晶區(qū)鐵素體的晶界處密集析出，奧氏體的形核位置顯著增加，最終奧氏體晶粒會(huì)變得更加細(xì)小.Zhang 等［47］研究了預(yù)變形對(duì)中碳鋼馬氏體溫變形的影響，發(fā)現(xiàn)在奧氏體區(qū)保溫過(guò)程中會(huì)發(fā)生奧氏體晶粒再結(jié)晶，還會(huì)水淬形成細(xì)小馬氏體晶粒，而后通過(guò)預(yù)變形形成α＋θ 雙相組織［見(jiàn)圖1（g）～（i）］，可得到適合超塑性變形的初始組織.

圖2 對(duì)比了不同鋼鐵材料的超塑性研究成果.超高碳鋼在A1以下的較低溫度表現(xiàn)出良好的超塑性，這歸因于鐵素體基體＋碳化物的雙相組織.但是碳化物的析出需要一定時(shí)間，這導(dǎo)致超高碳鋼的超塑性變形速率較低.雙相不銹鋼中含有大量合金元素，在α＋γ 相區(qū)變形時(shí)，最佳超塑性溫度達(dá)到1 000 ℃左右，這提高了兩相區(qū)的溫度區(qū)間和材料成本.傳統(tǒng)低中碳鋼需要通過(guò)添加微合金元素形成析出物來(lái)抑制高溫下晶粒長(zhǎng)大， 或通過(guò)反復(fù)形變預(yù)處理才可出制備均勻組織，故其組織熱穩(wěn)定性較差.Cao 和Han 等［48-49］使用低碳中合金的中錳鋼，利用簡(jiǎn)單的軋制工藝實(shí)現(xiàn)了低溫（650～850 ℃）、高速（10-3～10-2s-1）的超塑性變形.不同于傳統(tǒng)低中碳鋼，中錳鋼在高溫下的組織熱穩(wěn)定性由傳統(tǒng)間隙原子C 控制變?yōu)橹脫Q原子Mn 和Al 等控制，其擴(kuò)散速率相差2 ～4 個(gè)數(shù)量級(jí)，從而大幅增強(qiáng)了高溫下晶粒的熱穩(wěn)定性.因此在雙相區(qū)變形時(shí)，奧氏體保持了穩(wěn)定細(xì)小的等軸晶組織，得到了良好的低溫高速超塑性.

2 非均勻組織的動(dòng)態(tài)演變

超塑性的均勻組織是指具有等軸、細(xì)晶、良好熱穩(wěn)定性的組織，非均勻組織則是不滿足這些條件的組織，如粗晶組織、層狀組織和異構(gòu)組織等.對(duì)于均勻組織材料，超塑性變形的主要機(jī)制是晶界滑動(dòng)和相應(yīng)的調(diào)節(jié)過(guò)程，而非均勻組織涉及到組織的動(dòng)態(tài)演變，如粗晶材料的細(xì)化、層狀組織的等軸化等.這些過(guò)程可能會(huì)影響晶界滑動(dòng)，進(jìn)而對(duì)材料的超塑性變形過(guò)程造成影響.Lin 等［50］研究了幾種不同成分的粗晶Fe3Al 合金，他們發(fā)現(xiàn)變形后的組織表現(xiàn)出明顯的晶粒細(xì)化（從100 μm降至20～30 μm），在變形過(guò)程中還會(huì)發(fā)生連續(xù)回復(fù)和再結(jié)晶，并且亞晶界吸收滑移的位錯(cuò)可形成小角度和大角度晶界［見(jiàn)圖3（a）和（b）］.此時(shí)，較低的變形激活能表明超塑性變形過(guò)程不受晶格擴(kuò)散控制，而可能是由亞晶界和晶界擴(kuò)散引起的.

圖3 粗晶Fe3Al 合金不同狀態(tài)的微觀組織對(duì)比［50］Fig.3 Microstructure comparison of coarse-grained Fe3Al alloy in different states［50］

劉峰等［51］研究了納米晶金屬材料的共生現(xiàn)象（如相變和再結(jié)晶的共生、相變和晶粒長(zhǎng)大的共生、第二相析出和再結(jié)晶的共生等），他們利用這種共生關(guān)系有效調(diào)整了材料的微觀組織，獲得了不同形式的非均質(zhì)組織.鋼鐵材料的微觀組織演變主要包括固態(tài)相變、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大，而這些過(guò)程本質(zhì)上就是相界和晶界的遷移，因此這些共生關(guān)系的本質(zhì)是相界和晶界的交互作用.相變驅(qū)動(dòng)力是新舊兩相之間的自由能差，一般通過(guò)元素?cái)U(kuò)散控制（即擴(kuò)散型相變），主要是形核和長(zhǎng)大的過(guò)程.再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是形變儲(chǔ)能，晶粒長(zhǎng)大是一個(gè)自發(fā)過(guò)程，驅(qū)動(dòng)力是界面能的降低，故再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大都是通過(guò)晶界遷移實(shí)現(xiàn)的.在材料的超塑性變形過(guò)程中也包括了多種機(jī)制，如動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、應(yīng)變誘發(fā)晶粒長(zhǎng)大、動(dòng)態(tài)相變和晶界滑動(dòng)等.理解這種共生現(xiàn)象的機(jī)制，對(duì)于理解超塑性材料高溫變形過(guò)程中多種機(jī)制共存下的微觀組織演變有重要意義.下文中將根據(jù)不同的共生機(jī)制，分析非均勻組織在高溫變形過(guò)程中的動(dòng)態(tài)演變.

2.1 相變與再結(jié)晶

在兩相區(qū)等溫過(guò)程中，雙相鋼中存在相變與再結(jié)晶的共生，通過(guò)奧氏體逆相變和鐵素體再結(jié)晶可獲得奧氏體＋鐵素體雙相組織.奧氏體逆相變是由碳、錳元素?cái)U(kuò)散驅(qū)動(dòng)的相界遷移過(guò)程，屬于一種擴(kuò)散型相變.關(guān)于雙相鋼中奧氏體逆相變和鐵素體再結(jié)晶的研究表明［52-54］，當(dāng)鐵素體再結(jié)晶先于奧氏體相變發(fā)生時(shí)，兩者相互影響的作用很弱.增加升溫速率和添加微合金元素均會(huì)推遲鐵素體再結(jié)晶，導(dǎo)致鐵素體再結(jié)晶與奧氏體相變同時(shí)發(fā)生，使兩者之間存在很強(qiáng)的交互作用，實(shí)現(xiàn)鐵素體再結(jié)晶和奧氏體相變的共生，以及晶粒尺寸的明顯減小.奧氏體通常在未再結(jié)晶鐵素體的晶界附近形核，對(duì)晶界運(yùn)動(dòng)起到釘扎作用，使再結(jié)晶受到抑制.

Cheng 等［55］研究了冷軋超細(xì)晶雙相鋼的高溫塑性：圖4（a）和（b）分別是變形前后的EBSD相圖，可以觀察到奧氏體相明顯增大；圖4（c）揭示了超塑性變形過(guò)程中的微觀機(jī)制，可以發(fā)現(xiàn)界面附近的局部應(yīng)變和缺陷促進(jìn)了動(dòng)態(tài)奧氏體相變，同時(shí)還伴隨著鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，這兩種機(jī)制的共生抑制了應(yīng)變誘發(fā)晶粒的長(zhǎng)大.Li 等［56］研究了超塑性變形對(duì)3207 雙相不銹鋼的微觀組織演變的影響［見(jiàn)圖4（d）］，他們發(fā)現(xiàn)在變形過(guò)程中產(chǎn)生了由δ 鐵素體到奧氏體的動(dòng)態(tài)相變，而主要軟化機(jī)制為δ 鐵素體的不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和奧氏體的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶.不同于傳統(tǒng)雙相鋼，中錳鋼的再結(jié)晶和相變過(guò)程受C-Mn 復(fù)合配分的影響，C 和Mn 向奧氏體富集，Al 向鐵素體擴(kuò)散，而Mn 和Al 緩慢的上坡擴(kuò)散極大地增強(qiáng)了組織的熱穩(wěn)定性［57-58］.

圖4 動(dòng)態(tài)相變和再結(jié)晶的共生［55-56］Fig.4 Coexistence of dynamic phase transformation and recrystallization［55-56］

Cao 等［59］研究了Fe-Mn-Al-C 系熱軋中錳鋼的超塑性變形過(guò)程，發(fā)現(xiàn)初始組織為板條狀馬氏體的熱軋中錳鋼經(jīng)高溫變形可獲得等軸鐵素體＋奧氏體雙相組織，如圖5（a）和（b）所示.在加熱保溫過(guò)程中， C-Mn 和Al 的配分使板條馬氏體逆相變?yōu)榘鍡l奧氏體＋鐵素體組織.在隨后的高溫拉伸過(guò)程中，兩相之間發(fā)生強(qiáng)烈的局部剪切變形，增強(qiáng)了置換Mn 和Al 的配分，逐漸導(dǎo)致板條斷裂，再發(fā)生動(dòng)態(tài)相變并再結(jié)晶形成等軸雙相組織.最終，動(dòng)態(tài)相變和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的共生可得到超細(xì)等軸雙相組織，實(shí)現(xiàn)了非均勻組織到等軸組織的動(dòng)態(tài)演變.之前的研究結(jié)果表明［60］，低Al 含量的冷軋中錳鋼通過(guò)動(dòng)態(tài)奧氏體相變和鐵素體再結(jié)晶促進(jìn)晶界滑動(dòng)，通過(guò)高溫變形促進(jìn)Mn 的配分［見(jiàn)圖5（c）和（d）］，這均會(huì)增強(qiáng)晶粒熱穩(wěn)定性，實(shí)現(xiàn)良好的低溫高速超塑性變形.在超塑性變形前期，逆相變過(guò)程中的元素配分使得奧氏體相和鐵素體相的性質(zhì)差異增大，而這種差異必然會(huì)對(duì)兩相動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的順序、速率及應(yīng)力水平產(chǎn)生影響.

圖5 錳鋼高溫變形后的微觀組織和電子探針Mn，Al 分布圖［59-60］Fig.5 Microstructure of hot-rolled medium Mn steel after high-temperature deformation and EMPA Mn and Al distribution maps［59-60］

2.2 析出物與再結(jié)晶/晶界滑動(dòng)

第二相粒子一般在晶界或位錯(cuò)附近析出，利用釘扎作用影響再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大.超塑性變形的主要機(jī)制是晶界滑動(dòng)，這些析出物粒子勢(shì)必對(duì)其造成影響.有研究表明［61-63］，析出物通過(guò)PSN效應(yīng)和釘扎效應(yīng)可有效細(xì)化晶粒，促進(jìn)晶界滑動(dòng)增強(qiáng)超塑性.也有觀點(diǎn)認(rèn)為，這些析出物粒子會(huì)釘扎晶界抑制再結(jié)晶和晶界滑動(dòng)，進(jìn)而降低超塑性變形能力［64］.

Misra 等［65］研究了納米晶微合金鋼的低溫超塑性變形，發(fā)現(xiàn)50～80 nm 的滲碳體和10 ～20 nm V（C，N）析出物的形成有效抑制了鐵素體基體長(zhǎng)大，并且變形中還發(fā)生了應(yīng)變誘導(dǎo)的晶界遷移，此時(shí)遷移的晶界呈彎曲形狀，晶粒變?yōu)榍驙睿廴鐖D6（a）和（b）中黑色箭頭所示］.另外，晶界滑動(dòng)所產(chǎn)生的應(yīng)力集中也會(huì)導(dǎo)致空洞沿晶界的產(chǎn)生，但他們并沒(méi)有進(jìn)一步分析這些析出物對(duì)超塑性變形尤其是晶界滑動(dòng)的影響.Liang 等［66］利用納米析出物強(qiáng)化得到了高強(qiáng)度-超塑性的超細(xì)晶鐵素體鋼，并分析了其斷裂機(jī)制，如圖6（d）所示.他們認(rèn)為：在低應(yīng)變速率下，晶界滑動(dòng)可以抑制空洞的形核，防止過(guò)早斷裂；在變形過(guò)程中，滲碳體中的碳原子拖曳鐵素體基體中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得滲碳體溶解，鐵素體基體中碳含量顯著提高，進(jìn)而發(fā)生固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化；此外，碳原子在晶界處富集會(huì)導(dǎo)致晶界能降低，從而抑制晶粒長(zhǎng)大.Zhang 等［47］研究了初始組織為鐵素體＋球狀碳化物的微合金中高碳鋼的超塑性變形行為，發(fā)現(xiàn)變形過(guò)程主要發(fā)生鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和納米尺寸碳化物的析出.高溫變形會(huì)促進(jìn)碳元素?cái)U(kuò)散，使碳化物在晶界析出，而碳化物溶解釋放的碳原子可能形成柯氏氣團(tuán).鐵素體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶主要發(fā)生在亞微米尺寸碳化物附近，而納米尺寸的碳化物起到的釘扎作用會(huì)抑制晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)還通過(guò)Mn-Si-Cr 合金化抑制碳化物的粗化.

為了研究析出物與晶界滑動(dòng)／再結(jié)晶的關(guān)系，設(shè)計(jì)了Ti-Mo 微合金化中錳鋼，它通過(guò)形成納米析出物調(diào)控組織，得到了大于1 000%的伸長(zhǎng)率.之前的研究表明［67］，臨界退火過(guò)程中碳化物主要在鐵素體中呈球形析出.碳化物可提供更多的形核位置和釘扎晶界來(lái)細(xì)化晶粒尺寸，增強(qiáng)奧氏體的熱穩(wěn)定性，故在添加微合金元素后可以觀察到明顯的晶粒細(xì)化.在臨界變形過(guò)程中，基于析出動(dòng)力學(xué)計(jì)算和TEM 結(jié)果，不同變形溫度下表現(xiàn)出不同的變形行為.如圖6（e）所示，鐵素體在685 ℃變形時(shí)，晶界和位錯(cuò)附近的析出物較多，明顯抑制了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和晶界滑動(dòng)，因此與基體鋼相比，表現(xiàn)出較低的延伸率.隨著溫度升高至745 ℃，基體鋼與Ti-Mo 微合金鋼伸長(zhǎng)率變得相差不大.這是由于析出作用減弱，析出物一方面抑制了再結(jié)晶和晶界滑動(dòng)，另一方面也抑制了晶粒長(zhǎng)大，保證了組織的熱穩(wěn)定性.當(dāng)溫度繼續(xù)升高至775 ℃時(shí)，與基體鋼相比，微合金鋼的伸長(zhǎng)率大幅上升，且僅晶界附近存在少量析出物，此時(shí)抑制晶粒長(zhǎng)大占主導(dǎo)地位，微合金鋼的超塑性得到增強(qiáng).綜上可知，析出物對(duì)于超塑性的影響具有兩面性，需要平衡析出物對(duì)晶粒長(zhǎng)大和晶界滑動(dòng)的作用，改變析出物的尺寸、含量及分布等來(lái)調(diào)控組織以提升性能.

3 鋼鐵材料的超塑成形

超塑成形（SPF）是利用金屬材料的超塑性對(duì)板料進(jìn)行加工，以獲得各種所需形狀零件的一種成形工藝［68］.常用的超塑成形材料有鋁鎂合金、鈦合金、不銹鋼等.SPF 零件具有精確的模具形狀（基本無(wú)回彈），其成形壓力低、使用壽命長(zhǎng)，還可確保零件和裝配幾何尺寸的重復(fù)性.采用SPF 設(shè)計(jì)和制造零件可減輕質(zhì)量，減少零件數(shù)量，增加結(jié)構(gòu)的完整性，改善零件的一致性，還可縮短從產(chǎn)品設(shè)計(jì)到實(shí)際投產(chǎn)的時(shí)間［69］.但由于材料實(shí)現(xiàn)超塑性變形的應(yīng)變速率很低且變形溫度較高，限制了其工業(yè)化應(yīng)用，因此需要開(kāi)發(fā)低溫高速的超塑性材料.

1964 年，Backofen［70］首次以超塑性Al-Zn 共析合金板材為原材料，采用超塑成形技術(shù)制備出一個(gè)球體，這標(biāo)志著超塑成形技術(shù)的出現(xiàn)［見(jiàn)圖7（a）］.1974 年，英國(guó)最早將鋁合金應(yīng)用于超塑成形，生產(chǎn)出了第一臺(tái)超塑成形機(jī)器.20 世紀(jì)70 年代初，英國(guó)羅·羅公司利用超塑成形將鈦合金和擴(kuò)散連接（diffusion bonding，DB）結(jié)合，應(yīng)用于航空航天工業(yè).SPF／DB 組合工藝解決了大型構(gòu)件焊接過(guò)程中的變形和沖壓成形中的回彈問(wèn)題，在節(jié)約能源、提升經(jīng)濟(jì)性、優(yōu)化設(shè)計(jì)方案，以及縮短制造周期和增強(qiáng)供應(yīng)能力等方面展現(xiàn)出巨大優(yōu)勢(shì).日本的超塑性研究發(fā)展雖然起步較晚，但發(fā)展速度很快，他們利用鈦合金、鋁合金和雙相不銹鋼的超塑性成形生產(chǎn)了波音客機(jī)內(nèi)部零件、水槽甲板和廚房用品等［71］.我國(guó)的超塑性研究始于20 世紀(jì)70 年代，許多高校和研究所對(duì)超塑成形技術(shù)進(jìn)行了大量研究，并將鈦合金的超塑成形產(chǎn)品應(yīng)用于多個(gè)工業(yè)部門(mén)［72］.目前，鋁合金和鈦合金已被廣泛應(yīng)用于超塑成形中［見(jiàn)圖7（b）～（d）］，而應(yīng)用于超塑成形的鋼鐵材料多為模具鋼和合金鋼，其中添加了較多合金元素來(lái)提升性能，但這也增大了材料的成本.因此，需要進(jìn)一步開(kāi)發(fā)低成本超塑性材料.

圖7 超塑成形的應(yīng)用Fig.7 Applications of superplastic forming

中錳鋼一般為Fe-Mn-Al／Si-C 系，其生產(chǎn)成本較低，擁有較好的高溫變形能力，可表現(xiàn)出良好的超塑性性能.目前，中錳鋼的制備工藝多為軋制成形，常采用熱軋＋冷軋＋臨界退火處理，通過(guò)冷軋耦合奧氏體逆相變（ austenite reverted transformation，ART）顯著提升中錳鋼的性能.然而，由于中錳鋼在熱軋或冷成形中會(huì)產(chǎn)生硬相馬氏體，故在實(shí)際生產(chǎn)及應(yīng)用中存在一些不容忽視的問(wèn)題，如室溫軋制或復(fù)雜結(jié)構(gòu)件成形困難，以及容易開(kāi)裂、回彈、模具磨損、延遲斷裂等，這都嚴(yán)重制約了其工業(yè)應(yīng)用［73-75］.還有學(xué)者對(duì)中錳鋼的熱／溫沖壓成形進(jìn)行研究［76-77］，即將板料加熱到再結(jié)晶溫度以上保溫，再進(jìn)行奧氏體化處理，隨后快速轉(zhuǎn)移到?jīng)_壓平臺(tái)沖壓成形.他們發(fā)現(xiàn)，在中高溫下中錳鋼具有更好的成形能力，因此實(shí)現(xiàn)中錳鋼的超塑成形對(duì)其工業(yè)化應(yīng)用具有重要意義.

中錳鋼良好的超塑性伸長(zhǎng)率來(lái)源于高溫變形中C-Mn 的復(fù)合配分，Mn 擴(kuò)散速率比C 擴(kuò)散速率低2～4 個(gè)數(shù)量級(jí)，這可以有效保證高溫下的細(xì)晶尺寸.Mn 是一種奧氏體穩(wěn)定元素，它除了可以提高奧氏體的含量和穩(wěn)定性，還能擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，降低馬氏體轉(zhuǎn)變溫度［78］.雙相不銹鋼是應(yīng)用較多的超塑性鋼鐵材料，其中含有較多的合金元素，如鉻、鎳、鈮等.因此，它比普通碳鋼具有更好的綜合性能，且通過(guò)簡(jiǎn)單的熱處理就可獲得細(xì)晶尺寸，但大量的合金元素也會(huì)提升其成本.Mn 和Ni 均為奧氏體穩(wěn)定元素，可以調(diào)控鋼板組織中殘余奧氏體含量，進(jìn)而改善材料的低溫韌性，且Mn的價(jià)格僅為Ni 的1／5～1／20［79］.因此，如果能夠?qū)崿F(xiàn)中錳鋼的超塑成形，就有望采用Mn 代替雙相不銹鋼中的Ni，在降低生產(chǎn)成本的同時(shí)可盡量減少材料性能的損失.

4 結(jié)論與展望

（1）基于共生現(xiàn)象討論了超塑性鋼鐵材料非均勻組織的動(dòng)態(tài)演變，研究結(jié)果表明，通過(guò)動(dòng)態(tài)相變和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶共生、析出物與再結(jié)晶／晶界滑動(dòng)的共生，可以實(shí)現(xiàn)良好的超塑性變形.目前，已經(jīng)提出的動(dòng)態(tài)等軸化模型只描述了單相的等軸化規(guī)律，因此，若能結(jié)合微觀組織演化與元素配分建立雙相層狀-等軸組織的動(dòng)態(tài)等軸化模型，則可為揭示非均勻組織的等軸化機(jī)理提供新的理論支撐.

（2）在超塑性變形溫度階段，鐵素體-奧氏體相變基本處于動(dòng)態(tài)平衡狀態(tài)，納米相析出的同時(shí)伴隨著晶粒長(zhǎng)大，即析出與晶粒長(zhǎng)大共生.共生時(shí)析出過(guò)程對(duì)晶粒長(zhǎng)大的影響取決于析出相的穩(wěn)定性、尺寸和分布.因此，開(kāi)發(fā)具有優(yōu)異室溫和高溫性能組合的新型超塑性鋼鐵材料，需要明確微合金元素對(duì)高溫變形過(guò)程相變、析出和組織穩(wěn)定性的影響機(jī)制，并優(yōu)化微合金元素添加含量和類型.

（3）未來(lái)需要進(jìn)行深入的微觀組織表征.以中錳鋼為例研究雙相組織超塑性變形行為和變形過(guò)程中“非均勻組織”的動(dòng)態(tài)演變，闡明層狀-等軸晶組織的動(dòng)態(tài)等軸化和超細(xì)晶化機(jī)理、納米相析出與晶粒長(zhǎng)大的共生機(jī)理及其對(duì)組織穩(wěn)定性的作用機(jī)制，可為新一代汽車用高強(qiáng)超塑鋼的研究及制備奠定理論基礎(chǔ)和提供技術(shù)支撐.