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第3代汽车用Mn-Al系中锰钢的研究现状

2017-06-09 编辑部 钢铁研究学报 钢铁研究学报


DOI:10.13228/j.boyuan.issn1001-0963.20160302

2017, Vol. 29, No. 6, p431-440


第3代汽车用Mn-Al系中锰钢的研究现状

刘春泉1,2,彭其春1,2,邓明明1,2,徐静波3,李伟3,彭胜堂3

(1. 武汉科技大学钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室, 湖北 武汉 430081;2. 武汉科技大学省部共建耐火材料与治金国家重点实验室, 湖北 武汉 430081;3. 武汉钢铁(集团)公司, 湖北 武汉 430083)


摘要 32 28846 32 9306 0 0 4326 0 0:00:06 0:00:02 0:00:04 4326:概述了Mn-Al系第3代汽车用中锰钢的研究现状,介绍了已开发的Mn-Al系中锰钢的化学成分及其设计依据,分析了不同合金对Mn-Al系中锰钢组织和性能的影响,揭示了中锰钢的高强度高塑性和高加工硬化率的形成机制,并讨论了Mn-Al系中锰钢的退火组织和力学性能。

关键词:Mn-Al系中锰钢; 合金元素; 残余奥氏体; 强韧机制; TRIP效应


引言

现代汽车工业的主要发展方向是节能减排效果和提高碰撞的安全性,美国的Krupitzer和Heimbuch率先提出了具有高强塑积(抗拉强度与塑性的乘积)的第3代汽车用先进高强度钢(3rd generation advanced high strength steel,AHSS)这一概念,作为未来汽车用钢的发展方向。研究数据显示[1],若汽车的整车质量降低10%,燃料消耗就可降低0.6%~1.0%,百公里油耗可减少0.3~0.6 L、排放可减少4%~6%。显然汽车轻量化是节能减排以及降低成本的一个重要途径,这就要求新型汽车用钢在需要有较高的强度和塑性来保证汽车强度和安全性的前提下,尽可能使汽车轻量化,从而提高汽车的整体动力性能,减少燃料消耗[2]。

第1代AHSS的强塑积为10~20GPa·%。主要以双相钢(DP)、无间隙原子钢(IF)、相变诱发塑性钢(TRIP)、高强度低合金钢和马氏体钢等为代表,其共同特点在于组织为铁素体单相组织;第2代AHSS主要以孪晶诱发塑性钢(TWIP)、轻质诱发塑性钢(L-IP)和奥氏体不锈钢(AUST.SS)等为代表,强塑积可达50~70GPa·%,比第1代AHSS汽车用钢强塑积高近5倍,它的抗拉强度为800~1000MPa,塑性为50%~70%,但其添加了大量的Mn、Si、Al等合金元素,主要以合金元素为代价换取优越的力学性能,导致其成本过高,冶炼连铸工艺、冶金生产困难及可涂镀性能差[3]。近几年,国内外材料和冶金学者积极开发第3代AHSS汽车用钢,主要包括中锰钢[4],其成本与第1代AHSS汽车用钢接近,而性能接近甚至超过第2代AHSS汽车用钢。

第3代AHSS汽车用钢主要设计思路是通过对组织进行调控,利用孪晶诱导塑性、应变诱导塑性等来提高强塑积和成形性能。与第1代AHSS钢相比,通过提高钢中残余奥氏体的含量及稳定性,使得在变形的情况下一定量的残余奥氏体相变成马氏体进而提高第3代汽车钢的力学性能[5-6]。第3代AHSS汽车用钢中Mn的质量分数为3%~11%,C的质量分数最多可达0.6%,奥氏体的体积分数一般为20%~40%。第3代先进高强度钢的强塑积可达30~40GPa·%,既降低了生产成本,又提高了汽车用钢的力学性能,具有突出的竞争优势和广阔的发展前景。国外的科罗拉多大学、浦项科技大学和国内的钢铁研究总院、北京科技大学、辽宁科技大学、太原钢铁集团等单位均对以中锰钢为代表的第3代AHSS汽车用钢的化学成分、组织、性能以及生产工艺进行了深入的研究,并取得了一定的成果[7-10]。武钢对第3代汽车钢的研发工作尚处于试验阶段,未进行批量生产,2012年12月在炼钢总厂进行了首次Fe-0.11C-5Mn-1Al中锰钢的试冶炼和浇铸。中锰钢含有质量分数为5%的Mn和质量分数为1%的Al的特性,炼钢Mn和Al的加入方式缺乏系统的研究,而且含有质量分数为1.0%的Al在浇铸过程中会恶化保护渣的性能,严重影响中锰钢的铸坯质量。近年来,中锰TRIP钢被认为是性能优异的第3代汽车钢,吸引了较多的研究[11-13]。

1 高铬型钒钛磁铁矿资源概况

表1是目前为止国内外学者最新开发研究的第3代汽车用Mn-Al系中锰钢的主要化学成分[13-20]。相比元素Si、Al元素的加入是为了防止钢中铁素体的转变,抑制碳化物的析出,促进Mn、C元素向奥氏体中富集,从而提高奥氏体的稳定性,并且不影响钢的涂镀性能,但Al的强化能力比Si弱,因此用Al部分代替Si,或在此基础上加入Nb、V、Ti等微合金强化元素来提高强度。

Wang[21]和Shi[22]等对第1类不含铝中锰钢的组织及力学性能进行了研究。通过对比发现,该类中锰钢主要通过两相区奥氏体的逆相变退火得到以马氏体为基体的超细晶铁素体和残余奥氏体组织。此类钢中Mn的质量分数在4%~8%,C的质量分数在0.1%~0.4%。抗拉强度为950~1420MPa,总伸长率为38%~44%,强塑积可达到40GPa·%的水平。在此无铝的合金体系中,Mn元素能提高试验钢的淬透性从而得到较多的马氏体组织,随后马氏体组织在临界区逆相变退火过程中发生奥氏体的逆转变,进而得到较多的超细晶铁素体和残余奥氏体组织

Kwon[23]、Aydin[16]和Lee[19]等试验分析了第2类Al含量相对低的中锰钢的组织及力学性能。对比发现,该类中锰钢主要组织结构为超细晶的铁素体组织和粗大的δ铁素体组织,钢中Al的质量分数为1%~5%,在该类合金体系中,Mn元素的作用主要是保证钢中马氏体的存在,使其逆相变得到残余奥氏体。Al元素的主要作用是稳定δ铁素体防止其发生转变,同时促进了δ铁素体中的C、Mn元素在奥氏体相界面上富集,进而促进形成一定含量的残余奥氏体。

Sohn等[17]通过试验分析了第3类Al含量相对高的中锰钢。对比发现,该类中锰钢主要为超细晶铁素体和残余奥氏体组织的双峰晶粒尺寸分布的组织,粗大的δ铁素体组织以及重新溶解的碳化物组织。该类中锰钢添加了较高的Al含量,从而导致钢的密度较低。Ishida[24]和Kim[25]等研究指出Fe-Mn-Al和Fe-Mn-Al-C体系中锰钢的显微组织可包含奥氏体、铁素体以及碳化物组织;并且,增加Al含量能提升δ和α铁素体混合体的稳定性,压缩奥氏体相区,使奥氏体相区向C和Mn含量富集的方向移动。

2 Mn-Al系中锰钢中主要合金元素的作用

C是钢中的固溶强化元素,同时是稳定奥氏体化的元素,主要通过控制奥氏体中C含量进而影响奥氏体的稳定性,也是影响Ms点的主要元素。据研究,C的质量分数每增加1%,奥氏体开始转变温度Ms降低320℃[26]。一般而言,残余奥氏体中的C含量增加,则残余奥氏体的稳定性会变高[27],形变时更易发生TRIP效应,进而提高了钢的强塑积以及加工硬化性能。然而,过高C含量会在钢中过形成一定量的C、Mn化合物,不利于残余奥氏体的形成,导致塑性降低。通过亚稳态奥氏体相的TRIP效应和获得超细晶组织可提高第3代汽车钢的强度、塑性及强塑积[28]。

Mn元素在奥氏体中的富集是稳定残余奥氏体的最好手段之一。Mn以置换固溶体的形式存在钢中,有固溶强化的作用,在钢中扩散较慢,起到阻碍热加工过程中晶粒的粗化的作用。室温时,Mn含量越高,奥氏体的稳定性就越好。Arlazarov、Gouné等[29]研究了Mn-Al系中锰钢中Mn的配分,在此过程得到22%的残余奥氏体、铁素体以及马氏体组织,残余奥氏体相发生的TRIP效应,改善了试验钢的力学性能。Dong等[30]详细地研究了5Mn系中锰钢中不同等温时间和不同退火温度对钢组织和性能的影响,强调了Mn元素在配分过程中稳定奥氏体方面的作用。然而,Mn含量过高会使奥氏体过于稳定,对TRIP效应不利,且提高Mn含量会加重其偏析,在扩散退火时导致成分均匀化困难。

Si为重要的铁素体形成元素,也是固溶强化元素,可提高铁素体中C的化学势。在等温处理过程中,可抑制碳化物的形成,提高奥氏体中的C含量,使奥氏体的稳定性提高,增加残余奥氏体含量,同时也能促进铁素体的形成[31]。Si可有效地减少钢中的带状组织[32]。但过高的Si含量(质量分数大于1%),会恶化钢板的轧制性能,给铸造带来困难,恶化钢板表面质量,导致后续的涂镀性能以及焊接性能变差[33-34]。

Al的作用与Si相似,都影响相变动力,却具有不影响钢表面质量的优点。Al具有很强稳定铁素体的能力,能够促进C元素向奥氏体中扩散,提高钢中奥氏体的稳定性和含量,同时具有细化晶粒的作用,因此Al可以部分替代Si,从而稳定残余奥氏体。Park指出,Al元素在Fe-Mn-C的TWIP钢中的添加有效地降低了钢的密度进而防止了氢裂的产生[35]。奥氏体的形变主要依赖于层错的增加,Al的增加会提高奥氏体的层错能,并且不同于TWIP钢提高层错能的方式。Al含量的提高可以扩大两相区范围,适用于通过连续退火工艺生产汽车用钢[36]。同时,Al的增加会显著提高提高马氏体开始转变温度Ms,而这又会降低奥氏体的稳定性,且钢中的Al含量过高会引起连铸过程中的水口堵塞,影响生产。

3 Mn-Al系中锰钢的强韧机制

中锰钢主要通过奥氏体逆转变从而获得大量的超细晶铁素体组织和残余的奥氏体组织,依靠残余奥氏体的TRIP效应,进而提高中锰钢的强度和塑性。奥氏体中锰钢的塑性变形机理主要基于堆垛层错能,可以直接反映TWIP/TRIP钢的形变机理。当层错能较低时主要通过相变来获得良好的塑性,较高时主要通过滑移来获得良好的塑性,在两者之间时主要通过孪生来获得良好的塑性。Song[37]、Grssel[38]和Rémy[39]等通过试验研究指出,高锰奥氏体钢的层错能决定其变形行为:当层错能低于18mJ/m2时,主要变形机制为马氏体相变;而当马氏体转变的吉布斯自由能为正值且其层错能在25~55J/m2之间时,在应力作用下发生的TWIP效应为主要变形机制;当层错能大于55J/m2时,位错滑移为主要变形机制。

Mn-Al系中锰钢主要通过奥氏体组织在临界区退火过程中发生逆转变及其临界区C、Mn原子的富集从而得到大量的残余奥氏体组织,因此要提高温室下残余奥氏体的含量及稳定性就必须要调控好奥氏体稳定性的整个过程。随着Al含量达到一定值,中锰钢的冷(热)轧组织会形成δ铁素体、α铁素体以及一定量的M3C型或κ型碳化物的混合组织,从而导致难以完全奥氏体化。图1为Mn-Al系中锰钢的冷轧板显微组织示意图。图1(a)中铁素体条带为δ铁素体在轧制变形过程中沿轧向方向伸长所形成的[12],图1(b)中碳化物条带是由γ奥氏体经共析反应生成的α铁素体和碳化物两者混合形成的,呈片层状间隔排列(一般而言,C和Al含量升高碳化物片层厚度也会增加)。此外,由于溶质原子在晶界处的偏聚,导致碳化物还有可能存在于δ铁素体晶界、铁素体条带以及碳化物条带界面处[40]。随着Mn含量的提高,在温降过程中的高温奥氏体可直接转变为马氏体,铸态组织中粗大的δ铁素体会导致C、Mn元素分布不均匀,即对原始组织进行一次C、Mn元素的配分。热处理过程中,在热变形条件下位错会发生动态回复,形成亚晶,从而间接促进了Mn元素的扩散,有利于提高奥氏体的稳定性。曹佳丽等[9]指出中锰钢的良好塑性和强度匹配主要来源于稳定的残余奥氏体和超细晶铁素体两部分。在变形前期主要通过稳定的残余奥氏体提供持续的TRIP效应来提高塑性;形变后期,超细晶铁素体和马氏体发生塑性变形,主要强化方式为马氏体强化及铁素体中的位错强化。

Lee[41]和Cooman[42]等对比了Fe-6.15Mn-0.05C-1.5Si和Fe-7Mn-1C-1.5Si的拉伸性能和微观组织,发现中锰钢的强韧机制与热处理制度有关。SEM和TEM观察结果表明,在较低温度下对中锰钢进行热处理时,其塑性主要来源于基体中铁素体和奥氏体晶粒的塑性变形。

Lee等[18]对Fe-0.35C-3.5Mn-5.8Al的高温平衡相图及轧态试验钢的热膨胀曲线进行了研究,高温平衡相图如图2所示,膨胀曲线如图3所示。从图2(a)中可以看出,体心立方体(bcc)左侧存在δ铁素体,在1400℃由于Al含量较高使得铁素体和奥氏体同时存在。随着温度降低至均匀化温度(1200℃)κ碳化物经过共析转变在770℃左右开始形成。从图2(b)中可以看出,680℃时,κ碳化物和铁素体的体积分数降低,而奥氏体的体积分数升高,这表明铁素体和κ碳化物在680℃时开始向奥氏体转变。在退火温度为730℃时,铁素体、奥氏体和κ碳化物的体积分数分别为80%、15%和5%。在765℃时,铁素体和κ碳化物完成对奥氏体的转变。当退火温度增加到780℃,所有κ碳化物消失转变为奥氏体,此时奥氏体的体积分数增加到35%。奥氏体的体积分数随退火温度的增加而不断增加,当退火温度达到980℃时,奥氏体的体积分数可达到55%。从图2(c)中可以看出,在730~980℃范围内溶解在铁素体中的C、Mn和Al元素基本为常数没有变。从图2(d)中可以看出,在730~980℃范围内奥氏体中Mn的质量分数由7.5%降低到4%,然而C和Al含量变化不明显。从加热曲线图3(a)中可以看出,线性发生偏差的点为κ碳化物溶解开始和结束时的温度(760和795℃),这与A73钢含有κ碳化物(A73表示临界退火温度为730℃,下同)、A78钢含有κ碳化物和奥氏体以及A83钢含有奥氏体相符。从图3(b)可以看出,A83、A88和A98钢从450℃开始线性减少。在30℃时A98钢出现线性偏离,这主要是奥氏体组织转变为马氏体组织所导致的。图3(b)中A98钢发生奥氏体热稳定性恶化是由于作为奥氏体稳定剂的Mn含量减少以及在980℃时奥氏体晶粒粗大造成的。

Suh等[43]分别对比了0.12C-4.6Mn-0.55Si-1.1Al和0.12C-4.6Mn-0.55Si-3.1Al的显微组织的演变及力学性能,指出:中锰TRIP钢中Al的质量分数达到3%时能够抑制高温退火时残余奥氏体含量,从而形成连续的加工硬化特性;铝合金化可显著缩短钢的热处理时间,加快其再结晶过程。

4 Mn-Al系中锰钢的退火组织和力学性能

目前,静态单向拉伸试验是检测中锰钢力学性能最常用的手段。已有研究指出,中锰钢的强度和塑性随着室温下的残余奥氏体含量增加而升高。试验表明,钢中残余奥氏体含量及稳定性主要与钢的化学成分、加工工艺以及热处理制度有关。同时,晶粒尺寸、C和Mn元素的富集以及奥氏体中适当的位错密度等均可影响残余奥氏体的含量和稳定性。

图4(a)、(b)分别表示Fe-0.35C-3.5Mn-5.8Al冷轧钢板经880℃、50s临界退火和400℃、3min奥氏体等温淬火后的显微组织以及碳化物转化为奥氏体和铁素体的混合组织。可以看出,冷轧钢板经过退火后的微观组织主要为δ铁素体、α铁素体以及残余奥氏组织。通过残余奥氏体提供TRIP效应提高钢板的加工硬化,从而提高残余奥氏体的含量和稳定性,有利于提高退火钢板的强度和塑性。残余奥氏体的稳定性与钢的化学成分、奥氏体的“晶粒尺寸和形貌特征”及晶界区各相的分布等因素密切相关。

Lee等[18]对Fe-0.35C-3.5Mn-5.8Al中晶粒尺寸对奥氏体的稳定性影响分析指出较低的退火温度会细化残余奥氏体晶粒。由图4(c)~(f)可以看出,A83和A88退火温度下钢板表现出更好的拉伸强度和持续应变硬化。这主要是细小的奥氏体晶粒使钢板具有更好的机械稳定性能,进而使得钢板的加工硬化维持在较高的应变水平,因此相对低的退火温度能使钢板强度与塑性相匹配。但是Han等[44]在研究Fe-8.1Mn-5.3Al-0.23C合金钢的力学性能时却指出,当奥氏体晶粒细小到一定程度时,奥氏体晶粒尺寸在维持应变加工硬化上作用不明显。

Yi等[45]和Cai等[46]分别研究Fe-0.37C-1.99Mn-2.49Al和Fe-11Mn-4Al-0.2C合金钢的微观组织与力学性能之间关系时指出:块状奥氏体的稳定性要低于层片状残余奥氏体。在TRIP钢的形变初期主要由块状奥氏体提供其加工硬化,当应力上升到一定值时,TRIP钢的持续加工硬化变为层片状的残余奥氏体发生马氏体相变所提供。

Kim等[47]对Fe-3.5Mn-5.9Al-0.4C合金钢中残余奥氏体稳定性进行了研究并指出,持续的加工硬化主要与具有高Schmid(施密特)因子的奥氏体发生马氏体相变有关。Blonde等[48]通过对Al的质量分数为1.75%的TRIP钢的研究也得出了相似的结论。

许云波等[49]对Fe-0.2C-7Mn-3Al系中锰钢的临界区奥氏体稳定化进行了研究指出:随着临界退火温度的上升,组织主要为δ铁素体、临界区铁素体和残余奥氏体,残余奥氏体组织的含量先增多后减少,临界区铁素体及残余奥氏体呈板条状,退火温度在750℃时最佳,残余奥氏体的体积分数达到30%以上。C、Mn、Al元素发挥协同作用,使各元素在钢中快速、完善地配分,促进了短时间内获得大量残余奥氏体并提高了其稳定性。

Suh和Kim等[24]研究周围相分布及应变分布均匀性对残余奥氏体稳定性的影响时指出,当δ铁素体硬度比残余奥氏体硬度低时,非均匀分布的基体组织中的形变主要集中在δ铁素体相,而奥氏体相所受的因变量较少,从而提高了残余奥氏体稳定性,使得钢板具有较好的加工硬化能力。中锰钢的力学性能与钢中残余奥氏体的含量密切相关,表2列举了一些Mn-Al系中锰钢的合金成分、残余奥氏体的体积分数及室温力学性能。一般来说,室温下残余奥氏体含量越高,其强度和塑性就越好。

表3、4是东北大学胡智评[54]试验研究中锰钢时的不同轧制退火温度的室温拉伸性能结果,研究表明:热轧态6.4Mn-2.8Al中锰钢的拉伸性能与冷轧态6.4Mn-2.8Al中锰钢的趋势一致,750℃的退火温度下伸长率及强塑积最高,力学性能最佳。结合图5可知,这主要与中锰钢中残余奥氏体的含量有关,退火温度为750℃时残余奥氏体的含量最高,中锰钢中的马氏体发生奥氏体逆转变,C、Mn元素在δ铁素体大量富集并提高了钢中奥氏体的稳定性。

结合表3、4的6.4Mn-2.8Al中锰钢热轧及冷轧态的拉伸性能和图5的不同退火温度下热轧及冷轧态的奥氏体含量变化情况可以看出,随着退火温度的升高试验钢强塑积是先上升后降低的,同样残余奥氏体的含量变化也遵循此趋势。在650~750℃区间时,随着退火温度的上升,马氏体发生逆相变,C、Mn元素在δ铁素体中不断富集,导致奥氏体含量不断升高直至最大值,此时试验钢的抗拉强度和伸长率得到良好匹配,强塑积达到最大值至30GPa·%以上。在750~850℃区间时,随着退火温度进一步升高,由于C、Mn元素总含量不变,不足以不断稳定生成过量的残余奥氏体,导致奥氏体在室温下重新发生相变转变成马氏体,残余奥氏体含量变低,强塑积也逐渐降低。这证明了残余奥氏体的含量越高,钢的力学性能越好。

5 结语

(1)第3代汽车用钢的组织应该是高强的BCC相和FCC相的双相复合组织。第3代汽车用钢的力学性能指标应该以抗拉强度达到800~1500MPa,伸长率达到40%~60%,强塑积达到30%~40%为目标。为了实现该目标,其组织应该是具有TRIP或TWIP效应的亚稳态奥氏体组织,并且是以马氏体或者回火马氏体为基体的组织。

(2)在Mn-Al系中锰钢中,Mn、C元素的主要作用是稳定钢中的残余奥氏体以及提高残余奥氏体的含量;Al、Si元素能促进马氏体在两相区进行奥氏体逆转变,并防止铁素体的转变,从而促进奥氏体中C、Mn元素含量增加,提高了钢中奥氏体的稳定性和含量;其他合金元素对中锰钢性能的影响有待于进一步研究。

(3)Mn-Al中锰钢主要依靠稳定的残余奥氏体和超细晶铁素体来实现强度和塑性的良好匹配,其强韧机制与Mn含量密切相关。在Mn含量相对较低的情况下(质量分数为3%~8%),在塑性形变前期以残余奥氏体以及细化的铁素体TRIP效应为主,而在塑性变形后期时超细晶铁素体、δ铁素体和残余奥氏体的协调变形形成了多相复杂的结构,提高了加工硬化性能。Mn含量在相对高水平(质量分数为9%~11%)时,拉伸过程中塑性变形的主要机制变为TRIP和TWIP效应。

(4)Mn-Al中锰钢的力学性能主要与室温下的残余奥氏体含量及稳定性有关。钢中残余奥氏体含量及稳定性主要与钢的化学成分、热加工工艺、晶粒尺寸和形貌、位错密度等因素有关。目前,Mn-Al中锰钢的轧制和退火工艺研究仍未足够成熟,在控制基体晶粒度、位错密度及残余奥氏体含量过程中仍存在诸多问题,如晶粒形貌演变、晶体学位向、合金元素的扩散行为、周围相分布和应变均匀性、残余奥氏体含量及稳定性与工艺的相关性等。

(5)国内外关于新型中锰钢的报道仍基本处于实验室研究水平,主要存在炼钢、热轧、酸洗、冷轧、精整、形变、焊接、涂装以及合金成分的优化设计和精准控制等方面的问题,因此其进入规模化生产阶段还有一定的难度。未来,作为第3代汽车钢的Mn-Al中锰钢必然要具备更高的强度和塑性,同时要兼具轻量化和高应变硬化能力。第3代汽车钢的应用将使汽车大幅度轻量化,且碰撞安全性得以提高。

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1. 冶金工艺与金属加工

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