中锰钢微观结构调控与强韧化机制研究进展

杜一飞, 闫佳鹤, 冯运莉

(华北理工大学 冶金与能源学院, 河北 唐山 063210)

截至2021年,我国民用汽车保有量达到30 151万辆[1],且近5年来,我国汽车保有量始终呈上升趋势。车身自重是汽车能源消耗的重要组成部分,基于节能减排的需求,采用先进高强度汽车钢(AHSS)来降低汽车自重是当今汽车工业发展的必然趋势。目前先进高强钢已开发至第三代,其目标在于实现综合力学性能高于第一代AHSS的同时,成本低于第二代AHSS。在第三代先进高强钢中,中锰钢因具有与高锰孪晶诱导塑性(TWIP)钢相近甚至更优的力学性能,但合金化成本较低而备受关注。

中锰钢是指锰含量在4wt%～12wt%的先进高强钢,通常利用相变诱导塑性(TRIP)效应来实现优异的力学性能。其室温组织中有大量残留奥氏体,部分亚稳奥氏体会在应变过程中转变为马氏体,提供额外的加工硬化,避免应力集中,从而提高材料的强度和均匀伸长率[2]。由于具有优良的表面质量和超高强度,中锰钢已被广泛用于汽车零部件,如立柱、侧梁和保险杠横梁等[3]。

研究表明,当金属材料的微观组织呈现出特定的不均匀结构,如晶粒呈多尺度、多形貌分布时,材料可能会获得额外的强化机制,从而同时改善材料的强度与塑性,这类独特的结构被称为非均质结构(Heterogeneous)[4-5]。而中锰钢“多相、亚稳、多尺度”研究则证明了在中锰钢中实现非均质结构强化的可行性[6],目前已经有相当数量的新型非均质结构中锰钢被开发出来,如图1所示,其性能均满足甚至超过了第三代先进高强钢的设计目标[7-18]。本文主要阐述了临界退火工艺对构建非均质结构的影响以及非均质结构对中锰钢强韧化机制的作用,以期为制备力学性能更加优越的中锰钢提供参考。

图1 先进高强钢与部分非均质结构中锰钢的伸长率与抗拉强度的关系[7-18]

1 临界退火工艺对组织的影响

出于实际生产的考虑,中锰钢未采用电沉积法[19]、表面机械研磨[4]等手段,转而采用热处理工艺制备非均质结构,即在轧制或淬火后进行临界退火处理。临界退火是指将钢由室温加热到奥氏体/铁素体两相区温度并保温的退火工艺,因此又被称为两相区退火。临界退火一般应用在轧制或淬火工序之后。当轧制或淬火完成后,中锰钢中的奥氏体会发生马氏体相变,室温组织主要有马氏体、形变铁素体和残留奥氏体。通过临界退火,马氏体将逆转变为奥氏体,铁素体部分转变为奥氏体,其余形变铁素体则发生回复和再结晶[20]。此外,固溶在铁素体、残留奥氏体和马氏体中的C、Mn、Al、Si等元素将发生配分。比较常见的制备非均质结构的临界退火工艺有多阶段临界退火工艺和超快临界退火工艺。

1.1 临界退火中的元素配分

C、Mn、Al、Si等退火配分元素对中锰钢构建非均质结构的影响主要体现在两个方面。一方面,配分元素可影响残留奥氏体稳定性。奥氏体机械稳定性直接决定了热处理过程中奥氏体晶粒的形核与长大过程,同时也决定了塑性变形过程中TRIP效应的分散程度和先后次序。在发生配分的这4种常见元素中,C、Mn为奥氏体稳定元素,向奥氏体中富集,Al、Si为铁素体稳定元素,向铁素体中富集,同时促进C、Mn向奥氏体中富集[21-22]。C、Mn在奥氏体中富集程度越高,奥氏体越稳定。因此构造C/Mn不均匀分布是设计非均质结构奥氏体的重要方式。另一方面,配分元素会影响奥氏体层错能。塑性变形过程中,奥氏体的变形机制一般取决于层错能的高低,当层错能小于20 mJ/m2时,中锰钢中会发生TRIP效应;而层错能在20～50 mJ/m2时,会发生TWIP效应;大于50 mJ/m2,变形主要通过位错滑移进行,而在15～20 mJ/m2范围内时,TRIP效应与TWIP效应可能会同时出现[23-24]。化学成分与层错能密切相关,Mn含量在6%～13%时,层错能随锰含量的升高而减小,Si同样会降低层错能,但C和Al会使层错能升高[25-27]。

1.2 多阶段临界退火工艺

多阶段临界退火是中锰钢制备非均质结构的一种常见工艺。热轧后退火过程中形成的富C/Mn奥氏体会在后续冷轧时转化为马氏体,马氏体成分与奥氏体相近。冷轧后退火时,富Mn马氏体更容易发生奥氏体逆转变并长大,而由C、Mn含量较低的铁素体中形核的奥氏体则形成较困难,晶粒尺寸较小,由此形成了多尺度的奥氏体非均质结构[7]。邵成伟等[9]采用热轧与冷轧后两次临界退火,在5Mn-3Al钢中实现了奥氏体多尺度分布。由于Al含量较高,室温组织中保留了长条状δ铁素体。在退火过程中,奥氏体将在原马氏体区和铁素体区形核并长大,形变α铁素体会发生再结晶和晶粒长大,但δ铁素体无明显变化。

退火温度与退火时间是影响中锰钢中非均质结构的主要因素。如图2所示,随着退火温度升高,钢中α铁素体与奥氏体片层的比例下降,等轴状晶粒体积分数上升,直至800 ℃时获得几乎完全等轴化的组织。而且随着退火温度的升高,奥氏体含量也明显上升,机械稳定性下降。退火时间与退火温度的作用相同,随着退火时间的延长,晶粒逐渐等轴化。再结晶的超细晶粒铁素体基体变粗,进而大幅降低中锰钢的屈服强度[8,14]。

图2 冷轧中锰钢经700 ℃(a)、730 ℃(b)、800 ℃(c)退火后的显微组织与拉伸测试前后的奥氏体含量(d)[9]

1.3 超快临界退火工艺

超快退火(Flash annealing)是一种新兴的热处理工艺,即以100 ℃/s以上的升温速率达到目标温度,随即快速冷却[28]。传统临界退火需要较长的升温和保温时间,以保证元素配分充分[29]。除了效率低、生产成本高之外,长时间的临界退火容易造成铁素体再结晶,降低中锰钢的屈服强度。通过超快退火,钢中将发生奥氏体的快速形核和C的快速配分,残留奥氏体含量明显提高[30]。Wan等[31]对比了采用超快退火和普通临界退火工艺的中锰钢,发现相比于普通临界退火,超快退火钢均匀伸长率仅下降约6%,但抗拉强度上升了470 MPa。这是因为通过超快退火工艺,钢中的铁素体只有部分发生再结晶,保留的冷轧铁素体与等轴状再结晶铁素体构成了独特的非均质结构。不同于普通临界退火,由于退火时间较短,铁素体、奥氏体之间仅发生了C的配分,Mn含量相差较小,这意味着超快退火形成的奥氏体机械稳定性低于普通临界退火,有利于马氏体相变的发生,且超快退火中保留的高密度缺陷为奥氏体转变提供了动力。所以超快退火钢的强度与加工硬化率均高于普通临界退火。因此,超快退火不仅提高了生产效率,而且为调整中锰钢的微观结构,提高综合力学性能提供了新的思路。

2 非均质结构中锰钢的加工硬化机制

根据Considère准则,加工硬化率低于抵抗变形所需应力时,塑性失稳开始[32]。为了保持塑性,材料需要具有高且持久的应变硬化能力,以应对流变应力的增加。中锰钢的加工硬化效果主要取决于TRIP效应[18,33]。研究表明,当金属中形成非均质结构时,会产生独特的非均质结构强化机制[5,34]。在He等[35]制备的双相非均质结构中锰钢中,变形前后奥氏体体积分数仅下降2%,其抗拉强度达到约1.5 GPa,同时均匀伸长率仍保持在约14.5%。这表明在TRIP效应受到抑制的情况下,中锰钢仍存在其他加工硬化机制。因此,了解非均质结构中锰钢的加工硬化机制对于调整材料微观结构,提高综合力学性能至关重要。

2.1 几何必需位错与异质变形诱导强化机制

对有色金属与高熵合金的研究表明,非均质结构金属材料通常利用几何必需位错(GND)来实现高加工硬化[5,36]。非均质结构材料塑性变形时,屈服先发生在软区,随后扩展到硬区。为了保持应变连续性,非均质结构材料的软/硬域界面上会产生应变梯度。因此,大量位错在界面附近塞积,形成应变梯度,这一类位错被称为几何必需位错[37]。中锰钢多相多尺度的非均质结构使得区域间强度差异明显,为几何必需位错增殖提供了条件。

GND对非均质结构材料强化的贡献可以从两个方面来理解。一方面,GND可以阻碍可动位错的运动。GND通常塞积在软区的边界附近,作为阻碍可动位错滑移的障碍物,促进材料的加工硬化[38]。GND的分布与应变梯度直接相关,可以通过电子背散射衍射(EBSD)定性分析并观察其空间分布[28]。另一方面,当GND塞积在界面或障碍物上时,由于位错间的相互作用,粗晶中会产生一个由塞积位置指向位错源的长程应力,该应力称为背应力。背应力将抵消部分外加应力,只有剩余外加应力高于产生位错的临界应力时,位错才能继续生成。同时硬区出现与背应力方向相反的前应力,使得硬区变形更容易。背应力和前应力的综合作用称为异质变形诱导(HDI)应力[37]。

HDI应力可采用拉伸加卸载(LUR)试验来计算[39]。Zhang等[8]比较了不同退火时间下HDI应力对抗拉强度的贡献,结果如图3所示。由图3(a)可知退火10 min试样A10具有最高的抗拉强度和总伸长率,但拉伸过程中相变奥氏体体积分数低于退火120 min试样A120,即A120具有更高的TRIP效应;而由图3(b)可知A10的HDI应力远高于A120,这表明HDI应力是A10试样具有最高抗拉强度的主要原因,结合HDI强化与TRIP效应可以实现中锰钢强塑性的良好匹配。

图3 中锰钢的工程应力-应变曲线(a)与HDI应力-应变曲线(b)[8]

2.2 非均质结构多阶段TRIP效应

非均质结构也为多阶段TRIP效应的发生提供了条件。若马氏体相变集中发生,晶粒间将产生裂纹萌生和扩展的潜在位置,导致均匀伸长率较低[40]。一般希望在变形过程中奥氏体发生非同步转变,以扩展TRIP效应发生的应变范围,从而使材料表现出更优的塑性[41]。在非均质结构中锰钢中,晶粒的大小、成分与形状均有明显差异,结合非均质结构独有的几何必需位错增殖,残留奥氏体呈现出显著的机械稳定性差异。

马氏体会优先在缺陷处形核,大量增殖的GND可为马氏体相变提供形核位置,并降低残留奥氏体的机械稳定性[42]。因此非均质结构中界面附近的奥氏体更容易发生马氏体相变。Zhang等[8]认为,晶界处率先形成的马氏体与未转变的残留奥氏体形成了核-壳结构,马氏体壳会阻碍应变的传导,从而延缓核心奥氏体的相变,最终呈现多阶段TRIP效应。

除了GND与HDI应力的影响,非均质结构晶粒尺寸、形貌的不同使得奥氏体机械稳定性有明显差异,如多尺度奥氏体可提供持续的TRIP效应[43]。通常认为,奥氏体晶粒尺寸越小,马氏体相变所需的弹性应变能越高,奥氏体的稳定性与晶粒尺寸成反比[44]。Sun等[17]开发了奥氏体晶粒尺寸双峰分布的非均质结构中锰钢,其抗拉强度和总伸长率分别为1048 MPa和63%。图4为该双峰中锰钢的加工硬化率曲线(虚线)和奥氏体含量与应变的拟合曲线(实线),其中材料的加工硬化率曲线可分为4个阶段,在奥氏体体积分数明显下降的第Ⅱ和第Ⅳ阶段加工硬化率明显上升。因此可得出结论,在拉伸变形的不同阶段,由于不同晶粒尺寸的残留奥氏体在拉伸变形期间的分散稳定性,通过奥氏体的多级TRIP效应,双峰非均质中锰钢实现了高强度与高塑性的结合。

图4 中锰钢的加工硬化率曲线和残留奥氏体含量[17]

奥氏体的机械稳定性并不单纯取决于晶粒尺寸,张喜亮等[7]研究了冷轧退火板的室温组织,Mn含量较高的马氏体区形成了晶粒尺寸较大的块状和片层状奥氏体,在Mn含量较低的铁素体区形成了尺寸较小的颗粒状奥氏体。拉伸塑性变形过程中,Mn含量较低的颗粒状奥氏体先发生相变,而Mn含量较高的块状和片层状奥氏体在较大的应变范围内逐渐发生相变,这说明元素含量对奥氏体稳定性的影响超过了晶粒尺寸因素。

除了晶粒尺寸与化学成分,奥氏体的晶粒形状也是奥氏体机械稳定性的重要影响因素。Li等[13]比较了退火板中片层状和等轴状两种形态的奥氏体的机械稳定性,研究表明,小的片状奥氏体晶粒比大的等轴奥氏体晶粒更稳定[45-46],等轴状奥氏体先于片层状奥氏体相变。而由于片层状奥氏体存在明显的取向关系[28],部分片层状奥氏体需要先旋转到合适的取向再发生相变,因此片层状奥氏体之间也存在机械稳定性差异。奥氏体晶粒间的稳定性差异使得TRIP效应更加分散,加工硬化持续更长,最终非均质中锰钢的强塑积达到了70GPa·%。

2.3 TRIP/TWIP综合效应

除非均质结构强化与TRIP效应外,TWIP效应也是中锰钢中常见的强化机制。由于非均质结构奥氏体同时满足了多阶段TRIP效应与TWIP效应的发生条件,许多非均质结构中锰钢会同时触发多阶段TRIP效应与TWIP效应。TRIP和TWIP效应的协同作用有助于连续应变硬化和局部应力松弛。这使得均匀伸长率得到明显提高,综合力学性能进一步优化。

化学成分和晶粒尺寸是影响层错能的主要因素,不同的晶粒可能会因为层错能等因素的差异以不同的机制变形[21]。Niu等[12]利用快速退火制备了粗晶/纳米晶双峰结构中锰钢,纳米晶周围位错密度较高,高位错密度有利于马氏体相变[47]。而粗晶奥氏体则可以容纳大量形变孪晶。多阶段多机制的加工硬化使得双峰结构中锰钢兼具高抗拉强度与高塑性。铁素体和奥氏体之间的变形机制与之类似,如图5(a)所示,较软的铁素体在屈服过程中通过位错滑移变形并发生加工硬化[21]。随着进一步变形,孪晶出现并在有合适层错能的奥氏体中相交,形成马氏体形核点,如图5(b,c)所示[48]。当奥氏体中应力足够集中时,马氏体相变发生。

图5 变形过程中的TRIP/TWIP协同效应

3 结语

非均质结构在不额外添加合金元素的情况下,大大提高了中锰钢的强度和伸长率,这在先进高强钢的推广应用上具有极大的竞争优势。通过临界退火调控元素配分和组织演变,中锰钢组织中形成了性能有明显差异的非均质结构。在传统强化机制的基础上,非均质结构使得中锰钢可通过HDI强化、多阶段TRIP效应与TRIP/TWIP综合效应协同强化,有效提高了中锰钢的加工硬化能力。中锰钢非均质结构强韧化的研究已经取得相当多的成果,然而仍存在如下问题:

1) 非均质结构对退火温度和时间敏感性较高,且非均质结构形貌与力学性能间的关系仍不够明晰。如何通过热处理工艺准确控制非均质结构形貌,保证中锰钢力学性能的稳定性,以实现工业化生产,仍需进一步研究。

2) 影响奥氏体稳定性的因素,如C、Mn元素含量,晶粒尺寸,位错密度等之间关系复杂,由单一因素预测奥氏体稳定性可能与实际不符。这导致参考已有研究开发新的非均质结构中锰钢仍存在较大难度。目前尚未有针对各影响因素量化分析的研究。

3) 汽车钢服役过程中需考虑循环载荷下的疲劳性能和抵抗冲击载荷的冲击性能,当前对非均质结构中锰钢的研究多集中于静态拉伸,关于疲劳性能和冲击性能的相关试验研究有待进一步开展。