輕量化和提高安全性是現代汽車工業發展的必然趨勢,這也對汽車用鋼的性能提出了更高要求,即具有更高強度的同時還需兼具高的塑性。但通常材料的強度和塑性是相互制約的,提高材料強度常常是以犧牲塑性為代價的[1]。因此,兼具高強度和高塑性的汽車用先進高強鋼(AHSS)一直是高性能鋼鐵材料研究的熱點[2~4]。目前,AHSS已發展了三代[5]。第一代AHSS主要是以bcc相為基體的低碳低合金鋼,包括雙相鋼、相變誘導塑性(TRIP)鋼和馬氏體鋼等,它們的成本較低,但強塑積普遍較低,通常低于20 GPa·%。第二代AHSS主要是通過添加大量奧氏體穩定化元素(主要為Ni和Mn)而制備出的奧氏體基鋼,包括奧氏體不銹鋼和孿生誘導塑性(TWIP)鋼等,具有非常優異的高強度和高塑性匹配,強塑積不低于50 GPa·%,但由于合金成本高、工藝性能差而限制了其廣泛應用。因此,成本接近第一代AHSS而性能接近第二代AHSS的低成本高強塑積(≥ 30 GPa·%)的第三代AHSS成為研發目標[6,7]。

Mn含量在3%~12% (質量分數)之間的中錳鋼(MMS)因在性能和成本之間的性價比上存在顯著的潛在優勢而成為第三代AHSS的優選鋼種[8,9]。通常中錳鋼的制備是通過臨界區奧氏體逆相變(ART)退火處理生成超細晶鐵素體與殘余奧氏體(RA)的復相組織[10],利用RA的TRIP效應獲得良好塑性,以此實現高強度與高塑性的配合[11,12],其中RA數量及穩定性控制是其關鍵所在[13,14]。目前對中錳鋼的研究也多聚焦于與ART相關的相變調控[15~20]及合金設計上[21~25]。從更實用的角度來看,基于奧氏體連續冷卻過程的制備工藝會更經濟,可充分利用傳統的控軋控冷(TMCP)的生產設備進行制備[26]。但因其Mn含量較高導致淬透性高,通常認為中錳鋼無法在連續冷卻過程中獲得達到強塑性要求的鐵素體、殘余奧氏體的復合多相組織。眾所周知,碳素鋼在臨界區實施熱變形時可大大促進其內鐵素體相變的發生[27],例如經典的形變誘導鐵素體相變(DIFT)已被證明是制備超細晶碳素結構鋼、微合金鋼的有效途徑[28~30]。最近也有學者提出通過DIFT途徑在淬火配分(Q&P)鋼中引入鐵素體而優化材料性能的思想[31],這也為中錳鋼的微觀組織設計提示了新的思路[32,33]。就DIFT而言,因其轉變過程涉及了形變與相變復雜的耦合作用,其相變模式迄今仍存在爭議[34,35],DIFT的微觀機理也有待進一步闡明。

基于此,本工作對中錳鋼過冷奧氏體在臨界區熱變形時發生的微觀組織演變開展研究。選用合金元素含量較低的3Mn-0.2C中錳鋼,利用電子背散射衍射(EBSD)和電子探針(EPMA)對中錳鋼在α + γ兩相區熱變形中發生的形變誘導鐵素體相變的微觀組織特征、合金元素分布及其演變規律進行分析,闡述中錳鋼中DIFT發生的微觀機理及其變形后亞動態過程中的組織穩定性。

實驗采用Fe-3Mn-0.2C中錳鋼(3Mn-0.2C MMS),化學成分(質量分數,%)為：C 0.2,Mn 2.9,Si 1.45,Fe余量。利用Thermo-Calc軟件計算得到其平衡相變轉變溫度Ae1 (鐵素體、奧氏體、滲碳體共存的最低溫度)和Ae3 (鐵素體、奧氏體共存的最高溫度)分別為650和797℃。3Mn-0.2C MMS采用真空感應爐冶煉,鑄錠經1200℃保溫2 h后鍛造成截面尺寸為40 mm × 40 mm的方坯,終鍛溫度不低于850℃。鍛坯經1200℃均勻化處理后水冷至室溫,隨后加工成直徑8 mm、高12 mm的圓柱形壓縮試樣。為研究中錳鋼在熱變形中發生的形變誘導鐵素體動態相變的組織演變行為,在Gleeble 3800熱模擬試驗機上進行等溫熱壓縮實驗,實驗方案如圖1a所示。先將試樣以10℃/s的速率加熱至850℃,保溫300 s后以1℃/s的速率冷卻至660℃,均溫60 s后以不同應變速率($\dot{?}$ = 0.1、0.01和0.001 s-1)進行單向等軸壓縮變形,最大壓下量為60% (應變ε = 0.92)。變形結束后,對試樣分別進行2種操作：① 將變形后的試樣直接進行水淬以保留高溫變形組織,用以研究中錳鋼熱變形過程中的微觀組織演變；② 將變形后的試樣在660℃繼續保溫1000 s后再進行水淬,用以評估熱變形中所生成的微觀組織的穩定性。出于對比實驗的目的,利用Gleeble 3800熱模擬試驗機進行了等溫相變實驗,方案如圖1b所示：將經850℃保溫300 s后的試樣以1℃/s的速率降溫至660℃后直接等溫保持1800 s,隨后水淬至室溫,用以研究中錳鋼在無熱變形作用下的等溫相變特征及其組織演變。

將淬火后的試樣沿平行于壓縮軸的方向對剖,分別利用Inspect F50熱場發射掃描電子顯微鏡(SEM)及EBSD對試樣剖面中心區域進行微觀組織表征,操作電壓為20 kV。利用JXA-8530F場發射EPMA分析合金元素的分布,操作電壓為15 kV。SEM和EPMA試樣經機械研磨拋光后,利用4% (體積分數) 的硝酸酒精進行腐蝕。EBSD試樣先經機械研磨拋光后,再使用振動拋光去除其表面的應力層。EBSD表征在搭載Symmetry EBSD探測器的Crossbeam550型SEM上進行,操作電壓為20 kV, 并利用AZtecCrystal軟件進行后續數據處理。

圖2a為3Mn-0.2C MMS在應變速率 $\dot{?}$ = 0.001 s-1、溫度T = 660℃條件下熱壓縮變形時的真應力-真應變曲線,圖2b~d為變形至不同應變時的微觀組織。可以看出,在熱變形初期,流動應力隨著應變的增加迅速升高,材料內部的應變儲能也逐漸增加。隨著變形的繼續進行,材料內部局部應變儲能的持續累積誘導鐵素體在原始奧氏體晶界析出。析出的鐵素體較原始奧氏體基體軟,使材料發生了軟化。本工作所采取的熱變形溫度遠低于奧氏體的再結晶溫度,材料無法通過奧氏體動態再結晶實現軟化,材料的軟化主要由熱變形中發生的鐵素體相變所致。當應變量達到峰值應變時,由鐵素體相變所導致的軟化速率超過了加工硬化速率,流動應力達到峰值,隨后逐漸下降。隨著熱變形的進一步進行,材料內部生成的鐵素體分數繼續增加,流動應力持續降低。

圖3對比了相同溫度下(660℃)等溫保持1800 s后與 $\dot{?}$ = 0.001 s-1條件下變形至ε = 0.51時3Mn-0.2C MMS的微觀組織。可以看出,未變形奧氏體在等溫保持過程發生了鐵素體相變,其微觀組織與熱變形過程中發生的鐵素體相變的微觀組織明顯不同。在等溫相變中,鐵素體晶粒優先在原始奧氏體晶界處形核,并隨相變的進行呈仿晶型沿原始奧氏體晶界擇優生長,如圖3a所示。當原始奧氏體晶界被完全占據后,鐵素體形核位置被完全消耗,形核即被抑制,其后的相變過程主要由鐵素體的生長主導。但因Mn是典型的奧氏體穩定化元素,中錳鋼中較高的Mn含量本身會顯著抑制其內鐵素體相變的發生,因此,雖經長時間等溫保溫,中錳鋼等溫相變中生成的鐵素體分數仍較低。而通過熱變形中發生的鐵素體相變所形成的鐵素體為等軸狀超細晶,如圖3b所示,無論鐵素體形核數還是鐵素體轉變分數均高于等溫相變中形成的鐵素體的情況,且在超細晶鐵素體晶界/三叉晶界處存在大量的未轉變殘余奧氏體。可見,中錳鋼熱變形中形成的超細晶鐵素體是形變誘導鐵素體相變的結果。

為了更清楚地認識中錳鋼中發生的形變誘導鐵素體相變的微觀組織演變,對T = 660℃、 $\dot{?}$ = 0.001 s-1條件下變形至不同應變量時的組織特征進行詳細分析,如圖4所示。可以看出,形變誘導鐵素體同樣是在原始奧氏體晶界處優先形核,但其形核數量明顯高于等溫相變中鐵素體晶粒的形核數。高的形核密度使得鐵素體晶粒長大時容易發生碰撞而停止生長,使得形變誘導鐵素體晶粒保持為細小且等軸狀。可見,中錳鋼中的形變誘導鐵素體相變是以形核為主導的相變過程。隨著相變的進行,當原始奧氏體晶界被完全消耗后,鐵素體的形核位置由原始奧氏體晶界向晶界兩側擴展,鐵素體晶粒會繼續在γ/α相界面前沿形核,并以層狀向原始奧氏體晶粒內部擴展,這也是形變誘導鐵素體相變有別于等溫相變的形核特征。同時,熱變形中在晶粒內部形成的變形帶也為鐵素體形核提供了新的額外形核位置(圖4b中黃色箭頭所示)。除超細晶鐵素體之外,形變誘導相變發生后的微觀組織中還出現了片/島狀的殘余奧氏體。在相變初期,細小片狀殘余奧氏體主要存在于α/α晶界及α/α晶界與未轉變奧氏體的交界處。隨著相變的進行,細晶鐵素體以層狀不斷向原始奧氏體晶粒內部擴展并發生碰撞,此時殘余奧氏體趨于在鐵素體三叉晶界處殘留。隨著變形量的增加,殘余奧氏體片/島的數量及體積分數均逐漸增加,其尺寸也略有增大。從形變誘導鐵素體相變發生的路徑來分析,這些細小的殘余奧氏體片/島并非中錳鋼熱變形中的生成相,而是因形變誘導鐵素體的生成改變了未轉變奧氏體的局部條件,使這些局部區域的奧氏體的熱穩定性提高所致。圖5所示為超細晶形變誘導鐵素體及其周圍局部區域的合金元素分布情況。從圖中的元素分布來看,整個區域Si元素濃度的差異較小,而殘余奧氏體片/島內富Mn明顯。可見,中錳鋼中形變誘導鐵素體相變的發生伴隨著Mn元素在相間的局部配分,使得細小殘余奧氏體片/島得以殘存至室溫,而形成由超細晶鐵素體、細小殘余奧氏體及馬氏體組成的多相微觀組織。

為了評估中錳鋼形變誘導鐵素體相變微觀組織的穩定性,對T = 660℃、 $\dot{?}$ = 0.001 s-1條件下熱變形至ε = 0.92后的試樣進行了1000 s等溫處理。圖6為熱變形后直接水淬與熱變形后等溫保溫1000 s處理的試樣的微觀組織。可以看出,熱變形樣品經等溫保溫后,其內的細晶鐵素體的晶粒尺寸略大于未經等溫處理樣品的晶粒尺寸,鐵素體的體積分數也略有增長。很顯然,熱變形中形成的超細晶形變誘導鐵素體在保溫過程中發生了部分長大,這是因為熱變形中引入的形變儲能會促進保溫過程中鐵素體相變的繼續發生。與此同時,保溫處理后的樣品中的殘余奧氏體片/島的尺寸也明顯增大,其數量及體積分數也略有增加。中錳鋼中殘余奧氏體的形成與其內部合金元素的濃度直接相關。圖7比較了熱變形后經等溫處理和未經等溫處理的形變誘導鐵素體及其周圍局部區域內Mn元素的分布情況。可以看出,雖然等溫保持有利于合金元素的擴散,但因奧氏體中Mn的擴散速率低,等溫處理后殘余奧氏體內的Mn元素仍保持較高的濃度,從而使殘余奧氏體得以殘留至室溫。當然,大量超細晶鐵素體晶界的形成為Mn元素的局部擴散提供了快速通道,使得富Mn奧氏體區得以擴大,同時使等溫保溫后試樣中的殘余奧氏體體積分數增加。綜上,雖然經歷了較長時間的等溫處理,形變誘導鐵素體相變后的組織仍保持為細晶鐵素體、細小殘余奧氏體及馬氏體的多相結構,表現出較好的組織穩定性。

圖8為0.2C-3Mn MMS在T = 660℃以不同應變速率熱變形至ε = 0.92時的微觀組織。由圖可以看出,應變速率對中錳鋼形變誘導鐵素體相變的影響非常明顯：應變速率越高,所形成的鐵素體晶粒越細,但體積分數越小。提高應變速率縮短相變發生的時間,會抑制形變誘導鐵素體晶粒的生長。盡管3種應變速率下所形成的鐵素體的晶粒尺寸和轉變分數差別很大,但形變誘導鐵素體晶粒的形核模式相同：(1) 形核均優先在原始奧氏體晶界處發生,晶粒之間極易發生碰撞；(2) 除在原始晶界形核外,形變誘導鐵素體超細晶均可在γ/α相界面前沿形核,之后以層狀逐漸向晶粒內部推進。結果還顯示,低應變速率下形成的殘余奧氏體的晶粒尺寸較大,體積分數也較高,而在 $\dot{?}$ = 0.1 s-1的較高應變速率下幾乎無殘余奧氏體形成。圖9為以不同應變速率變形至ε = 0.92時C和Mn元素的分布情況。可以看出,3種應變速率下未轉變奧氏體內的C元素均分布均勻,意味著隨著形變誘導相變的發生由新生鐵素體轉移至奧氏體的C元素均得以充分擴散。而Mn元素的分布受應變速率的影響顯著。在較高應變速率($\dot{?}$ = 0.1 s-1)下Mn元素的配分不明顯；當應變速率降低至 $\dot{?}$ = 0.01 s-1時,位于細晶鐵素體之間的未轉變奧氏體局部區域內的Mn元素已發生了明顯配分；而當應變速率進一步降至 $\dot{?}$ = 0.001 s-1時,Mn元素配分已非常明顯,且未轉變奧氏體內局部富Mn區域與殘余奧氏體片/島的區域相對應。以上結果說明,形變誘導鐵素體相變組織中殘余奧氏體的形成與Mn元素的局部配分相關。

形變誘導鐵素體相變是碳素結構鋼中發生的一種經典固態相變過程。傳統的形變誘導鐵素體相變通常選擇在Ac3 (加熱時奧氏體相變結束的溫度)附近實施熱變形,通過形變與相變的復合作用誘導γ-α相變加速發生,可在不添加合金元素的情況下將鐵素體晶粒細化至1 μm以下且組織均勻[28,30]。因其細化晶粒效果顯著且成本低廉,形變誘導鐵素體相變在20世紀90年代曾受到了非常廣泛的研究,已證明是制備超細晶低碳鋼、低碳低合金鋼及微合金鋼的有效途徑[30,34],但僅限于Mn含量在2%以下的碳素鋼。由于Mn是奧氏體穩定化元素,提高碳素鋼中的Mn含量在熱力學上即不利于鐵素體相變的發生。此外,因替換型元素Mn的擴散系數遠小于間隙型元素C的擴散系數,合金中Mn含量較高時,鐵素體的生長受Mn元素擴散控制致其相變速率極慢[36]。因此,通常認為Mn含量較高的碳素鋼中不利于形變誘導鐵素體相變的發生。

但本工作結果表明,形變誘導鐵素體相變可以在3Mn-0.2C MMS中發生,通過臨界區熱變形中發生的形變誘導鐵素體相變可在中錳鋼中形成由超細晶鐵素體、細小殘余奧氏體及馬氏體組成的多相微觀組織,如圖4所示。除了超細晶鐵素體之外,中錳鋼的DIFT組織中還形成了大量細小殘余奧氏體晶粒,這是中錳鋼DIFT組織有別于普通碳素鋼的典型特征。最近Shibata等[37]在利用原位中子散射(In situ neutron diffraction)研究0.1C-2Mn鋼中發生的DIFT機理時,提出鐵素體動態再結晶是DIFT超細晶形成的主要機理,但基于鐵素體動態再結晶的機理顯然無法解釋中錳鋼DIFT鐵素體三叉晶界處大量細小殘余奧氏體的殘留。如前所述,這些細小的殘余奧氏體晶粒主要是由于DIFT相變過程中Mn在這些區域的局部富集而得以殘留至室溫的,因此需進一步從DIFT形核路徑及元素配分的角度分析其轉變機理。

Zheng等[38,39]基于介觀尺度元胞自動機模擬對普碳鋼中發生的DIFT動態相變生成超細晶鐵素體的機理進行了闡述,提出了DIFT相變過程中因C在相界面前沿富集導致鐵素體晶粒限制生長和“不飽和形核”的機理。在γ-α相變中,因鐵素體在晶界處形核所需的形核功低,形核將優先在原始奧氏體晶界處發生。但當原始奧氏體晶界被新生鐵素體晶粒完全占據后,鐵素體形核會因其形核位置被消耗而達到“飽和”,其后的相變過程將由鐵素體的生長控制,如圖3a所示。而在DIFT中,新形成的γ/α相界前沿因位錯的持續累積也會成為鐵素體的優先形核位置,如圖8所示。這種情況下,雖然原始奧氏體晶界的形核位置已飽和,形變誘導鐵素體晶粒仍可在γ/α相界前沿處繼續形核,并以項鏈狀不斷向奧氏體晶粒內部推進,而使形核變得“不飽和”。可見,中錳鋼DIFT的形核也是以“不飽和形核”的模式進行的,此過程可用圖10所示的示意圖來描述。這種“不飽和形核”會引入更多的鐵素體晶核,使形核密度大大提高,同時使新形成的鐵素體晶粒在后續生長中極易發生碰觸。鐵素體長大過程中,C原子會不斷由新生鐵素體轉移至奧氏體,使奧氏體內的C濃度不斷升高(圖10a和b)。細晶鐵素體之間發生碰撞之前,γ/α相界前沿的C濃度場會先發生碰觸,導致相界前沿奧氏體域內的C濃度急劇升高(圖10c),形變誘導鐵素體的生長會因此受到抑制。與此同時,當γ/α相界的遷移速率降低時,Mn元素會跨越γ/α相界面由鐵素體向奧氏體配分,使這些奧氏體的局部區域逐漸富Mn。于是在超細晶鐵素體晶界及三叉晶界處保留了大量富Mn的細小未轉變奧氏體區(圖10d),而超細晶鐵素體晶界的大量存在也為Mn元素的局部再分配提供了快速擴散通道。這些富Mn奧氏體區域的存在會進一步限制鐵素體晶界的遷移,從而抑制DIFT鐵素體晶粒的生長及粗化；同時,Mn的富集提高了這部分奧氏體的穩定性,使其能殘留至室溫而形成大量且細小的殘余奧氏體片/島。

如前所述,中錳鋼在發生DIFT形成超細晶鐵素體的同時也易形成富Mn的殘余奧氏體片/島,這也是中錳鋼DIFT組織與普碳鋼DIFT組織的不同之處。中錳鋼中較高的Mn含量使其在發生鐵素體相變時易于在相界面發生配分而形成局部富Mn的區域,這些位于鐵素體晶界及三叉晶界處的富Mn細小未轉變奧氏體區的存在會釘扎鐵素體晶界的移動,阻礙其粗化,這也是超細晶鐵素體形成的原因之一；同時,這些富Mn細小未轉變奧氏體的穩定性很高,雖經長時間等溫保溫也不易分解,不僅能阻礙形變誘導鐵素體在后續熱處理中發生逆相變,而且會持續釘扎鐵素體晶界,使鐵素體晶粒能在長時間等溫處理中仍保持細小且等軸,如圖6b所示。正因為如此,中錳鋼的DIFT微觀組織表現出優異的穩定性,這也為高強塑性中錳鋼的制備提示了新的思路。

(1) 3Mn-0.2C中錳鋼α + γ兩相區變形中可發生形變誘導鐵素體相變,通過相變可形成由超細晶鐵素體、細小殘余奧氏體和馬氏體組成的多相微觀組織。中錳鋼DIFT優先在原始奧氏體晶界形核,其后繼續在新形成的α/γ相界面前沿形核,并以項鏈狀不斷向奧氏體晶粒內部推進,表現為“不飽和”形核模式。同時,鐵素體晶粒之間易發生大規模碰觸,限制了鐵素體晶粒在相變過程中的生長。鐵素體的不飽和形核和有限生長是中錳鋼形變誘導鐵素體相變的2個特征,也是使晶粒超細化的重要原因。

(2) 中錳鋼DIFT可形成彌散分布在超細晶鐵素體晶界和三叉晶界的大量細小的片狀/島狀富Mn未轉變奧氏體。它們的形成會釘扎鐵素體晶界的遷移,使超細晶鐵素體在DIFT過程中及相變后的保溫過程中不易粗化,使DIFT組織具有優異的組織穩定性。同時,這些富Mn奧氏體易殘存至室溫形成細晶殘余奧氏體,對提高中錳鋼的力學性能有利。

(3) 中錳鋼DIFT受應變速率的影響明顯。提高應變速率使形變誘導體素體晶粒細化,但鐵素體轉變分數降低。降低應變速率使相變時間延長,有利于Mn配分的發生,大大促進殘余奧氏體的形成。形變誘導鐵素體相變組織中殘余奧氏體的形成與Mn元素的局部配分直接相關。