鋼鐵材料超塑性研究現狀與發展

張鴻濤， 李凱華， 孫勝輝， 閆海樂， 丁 樺，2， 蔡明暉，2

（東北大學1.材料科學與工程學院； 2.遼寧省輕量化用關鍵金屬結構材料重點實驗室， 沈陽 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出較高的伸長率（＞400%）.應變速率敏感性指數m（≈0.5）也可用于定義超塑性.晶界滑動（grain boundary sliding，GBS）是超塑性變形的主要機制，在多種金屬材料中已被廣泛證實［1-3］.根據變形條件（如組織、溫度、應力狀態等），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用.該類型超塑性的重要特征是金屬在單向拉伸中能表現出較高的伸長率［5-7］.這要求材料具有細小的等軸晶粒和一定的變形條件，即相對較高的溫度（＞0.5Tm）和相對較低的應變速率（＜10-3s-1）.然而，溫度升高會導致晶粒長大，因此材料必須具備良好的熱穩定性.為了抑制高溫變形過程中晶粒的長大，超塑性材料通常具有雙相細晶組織或含有細小彌散第二相粒子.相變超塑性是指在相變發生期間施加低應力時會產生超塑性的現象，也稱為動態超塑性［8］.該類型超塑性不要求材料具有細晶組織，但要求材料必須具有固態相變，且變形溫度頻繁變化，因此不太容易應用在實際生產中.

根據應力狀態和應變水平，可將超塑性流動過程劃分為三個區域：Ⅰ區擴散蠕變、Ⅱ區晶界滑動和Ⅲ區位錯蠕變.這3 個區域分別對應低、高和低的應變速率敏感性指數m.超塑性主要發生在Ⅱ區，m值接近0.5，晶界滑動是主要變形機制.晶界滑動是相鄰晶粒在晶界處的相對平移過程，分為Rachinger 滑動和Lifshitz 滑動［9-11］.晶界滑動通常伴隨著晶粒轉動，這會在晶界處引起應變不兼容，導致應力集中.為了緩解這些應力集中，晶界滑動通常伴隨著一些調節機制.在20 世紀70年代，超塑性研究者們基于擴散調節和位錯運動調節兩種機制， 提出了許多不同的理論模型［12-16］，如Ashby-Verrall 擴散調節的晶界滑動模型、Ball-Huchison 位錯調節的晶粒組滑動模型、Mukherjee 晶界位錯調節的晶界滑動模型、芯-表理論、Langdon 晶內與晶界位錯調節的晶界滑動模型等.

目前，超塑性研究的重點大多集中于細晶超塑性，即要求材料具有等軸、細晶和良好熱穩定性的均勻組織.而非均勻組織的超塑性材料需要通過復雜的預處理才能制備出均勻組織，這增加了生產成本和時間［17-20］.為了解決這個問題，一些研究者通過劇烈塑性變形獲得超細晶粒或納米晶組織，在多種合金體系中實現了低溫超塑性和高應變速率超塑性［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”的動態平衡規律，即“非理想組織”在變形過程中由“粗大、非等軸、不均勻”向“細化、等軸化、均勻化”發展，該規律已在鈦合金中得到了證實.曹文全等［25］提出超塑性材料供貨態研發方向，即在不完全滿足等軸細晶組織特征的材料中實現超塑性，不需要進行預處理工藝.綜合來看，研究者們認為超塑性材料的最新發展方向為低溫、高應變速率和低成本，而實現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展要求，可以進一步推動超塑性材料的應用.

本文中主要對鋼鐵材料的超塑性研究現狀與發展進行總結，并且重點關注非均勻組織的超塑性變形特性研究.同時，結合粗晶材料的超塑性和共生現象，對超塑性變形過程中非均勻組織的動態演變過程進行探討，介紹超塑性成形的應用并對其未來發展方向進行展望.

1 鋼鐵材料的超塑性

1.1 超高碳鋼

實現超塑性變形需要等軸細晶的雙相組織，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可得到較高的m值（0.41），在A1以上單相區變形時，鐵素體-滲碳體組織轉變為奧氏體，而單相區奧氏體晶粒更容易長大，材料表現出較低的m值（0.2）.由于實現超塑性流動的溫度范圍有限且晶粒易長大，故共析鋼難以作為超塑性材料應用于實際生產中.20 世紀70 年代，眾多學者使用含碳量（質量分數，下同） 為1.3%～1.9%的超高碳鋼（含滲碳體體積分數為20%～29%）［28-31］，采用相當復雜的熱機械加工得到了細小球狀θ 碳化物彌散分布在細晶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小，超塑性流動會在很寬的溫度范圍內發生（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］提出了一種在簡單熱處理的基礎上實現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溫度時變形，變形后為鐵素體＋球狀碳化物雙相組織，鐵素體晶粒內彌散分布超細碳化物.超塑性潛能組織在合適的變形條件下轉變為利于超塑性的組織，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，分別轉變為細小的鐵素體＋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］

除了上述熱機械加工工藝，細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中，在燒結的同時對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 質量分數為10%的細晶超高碳鋼，其最大伸長率可達到750%.上海寶鋼研究院利用噴射成形技術所制備的超高碳鋼，不需要后續處理就得到了良好的超塑性［36］.

1.2 雙相不銹鋼

20 世紀60 年代，Hayden 等［37-38］最早在雙相不銹鋼中實現了超塑性變形，制備出具有鐵素體-奧氏體雙相的Fe-Ni-Cr 三元合金，并研究了熱軋試樣在1 000 ℃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%的伸長率，為加工制造形狀復雜的雙相不銹鋼制品提供了新的發展方向.Maehara和Li 等［40-41］研究了雙相不銹鋼在高溫δ／γ 雙相區和低溫σ 相析出區的超塑性變形行為.如圖1（d）和（e）所示：在1 050 ℃高溫變形時，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；當應變達到某一臨界值時，δ-鐵素體發生局部動態再結晶，最終組織為均勻分布的等軸δ 和γ 晶粒.在950 ℃低溫變形時，δ-鐵素體轉變為γ和σ 相，而晶界滑動增加了晶界的遷移率，不利于σ 相的析出，導致一些σ 相在遷移率較低的孿晶界面上析出［見圖2（f）］.基于以上結果，Maehara［42］提出了從應變硬化和動態再結晶角度解釋超塑性變形的想法，通過平衡硬相（第二相粒子σ 相）引起的局部加工硬化和軟相基體中再結晶引起的軟化（即硬相彌散分布于軟相基體產生局部硬化）來引發軟相的動態再結晶，從而獲得良好的超塑性.

利用降低超塑性變形溫度來減少氧化和能耗是超塑性最新發展方向之一.雙相不銹鋼的最佳超塑性溫度一般為1 000 ℃左右，而對低溫超塑性的研究就會涉及到σ 相的析出.σ 相是通過α 相在700～950 ℃共析分解成γ 相和σ 相而形成的.普遍認為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，最大伸長率大于2 500%.當細晶超塑性和相變超塑性機制協同變形時，通過相變和再結晶的共同作用，雙相不銹鋼可得到優異的超塑性，這也是首次在等溫超塑性變形過程中發現相變能增強塑性.

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大.通常添加少量合金元素，在變形過程中形成細小的納米析出物可抑制晶粒長大，或是通過預變形處理，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%的伸長率.其中含P 和Al的鋼在γ 相單相區變形后，也得到了大于300%的伸長率.合金元素在變形過程中產生各種細小的析出物，一定程度上會抑制晶粒長大，同時也可能會影響晶界滑動.Hirano 等［45］研究了Fe-Cr 和Fe-Ni 合金的超塑性，發現應變速率敏感性指數m隨溫度的升高而增大，并在α＋γ 兩相區時急劇增至峰值，伸長率也在兩相區達到最大（152%）.Tokizane 等［46］對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晶的關系進行研究.他們發現：細小碳化物的析出抑制了晶界遷移，盡管淬火態板條馬氏體中位錯密度較高，也很難發生再結晶；在經過預變形處理后，奧氏體形核與板條馬氏體再結晶均會發生；當預變形程度增加時，板條馬氏體再結晶和奧氏體形核幾乎同時發生；奧氏體晶粒在未再結晶區和細小再結晶區鐵素體的晶界處密集析出，奧氏體的形核位置顯著增加，最終奧氏體晶粒會變得更加細小.Zhang 等［47］研究了預變形對中碳鋼馬氏體溫變形的影響，發現在奧氏體區保溫過程中會發生奧氏體晶粒再結晶，還會水淬形成細小馬氏體晶粒，而后通過預變形形成α＋θ 雙相組織［見圖1（g）～（i）］，可得到適合超塑性變形的初始組織.

圖2 對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間，這導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 相區變形時，最佳超塑性溫度達到1 000 ℃左右，這提高了兩相區的溫度區間和材料成本.傳統低中碳鋼需要通過添加微合金元素形成析出物來抑制高溫下晶粒長大， 或通過反復形變預處理才可出制備均勻組織，故其組織熱穩定性較差.Cao 和Han 等［48-49］使用低碳中合金的中錳鋼，利用簡單的軋制工藝實現了低溫（650～850 ℃）、高速（10-3～10-2s-1）的超塑性變形.不同于傳統低中碳鋼，中錳鋼在高溫下的組織熱穩定性由傳統間隙原子C 控制變為置換原子Mn 和Al 等控制，其擴散速率相差2 ～4 個數量級，從而大幅增強了高溫下晶粒的熱穩定性.因此在雙相區變形時，奧氏體保持了穩定細小的等軸晶組織，得到了良好的低溫高速超塑性.

2 非均勻組織的動態演變

超塑性的均勻組織是指具有等軸、細晶、良好熱穩定性的組織，非均勻組織則是不滿足這些條件的組織，如粗晶組織、層狀組織和異構組織等.對于均勻組織材料，超塑性變形的主要機制是晶界滑動和相應的調節過程，而非均勻組織涉及到組織的動態演變，如粗晶材料的細化、層狀組織的等軸化等.這些過程可能會影響晶界滑動，進而對材料的超塑性變形過程造成影響.Lin 等［50］研究了幾種不同成分的粗晶Fe3Al 合金，他們發現變形后的組織表現出明顯的晶粒細化（從100 μm降至20～30 μm），在變形過程中還會發生連續回復和再結晶，并且亞晶界吸收滑移的位錯可形成小角度和大角度晶界［見圖3（a）和（b）］.此時，較低的變形激活能表明超塑性變形過程不受晶格擴散控制，而可能是由亞晶界和晶界擴散引起的.

圖3 粗晶Fe3Al 合金不同狀態的微觀組織對比［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象（如相變和再結晶的共生、相變和晶粒長大的共生、第二相析出和再結晶的共生等），他們利用這種共生關系有效調整了材料的微觀組織，獲得了不同形式的非均質組織.鋼鐵材料的微觀組織演變主要包括固態相變、再結晶和晶粒長大，而這些過程本質上就是相界和晶界的遷移，因此這些共生關系的本質是相界和晶界的交互作用.相變驅動力是新舊兩相之間的自由能差，一般通過元素擴散控制（即擴散型相變），主要是形核和長大的過程.再結晶的驅動力是形變儲能，晶粒長大是一個自發過程，驅動力是界面能的降低，故再結晶和晶粒長大都是通過晶界遷移實現的.在材料的超塑性變形過程中也包括了多種機制，如動態再結晶、應變誘發晶粒長大、動態相變和晶界滑動等.理解這種共生現象的機制，對于理解超塑性材料高溫變形過程中多種機制共存下的微觀組織演變有重要意義.下文中將根據不同的共生機制，分析非均勻組織在高溫變形過程中的動態演變.

2.1 相變與再結晶

在兩相區等溫過程中，雙相鋼中存在相變與再結晶的共生，通過奧氏體逆相變和鐵素體再結晶可獲得奧氏體＋鐵素體雙相組織.奧氏體逆相變是由碳、錳元素擴散驅動的相界遷移過程，屬于一種擴散型相變.關于雙相鋼中奧氏體逆相變和鐵素體再結晶的研究表明［52-54］，當鐵素體再結晶先于奧氏體相變發生時，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推遲鐵素體再結晶，導致鐵素體再結晶與奧氏體相變同時發生，使兩者之間存在很強的交互作用，實現鐵素體再結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晶鐵素體的晶界附近形核，對晶界運動起到釘扎作用，使再結晶受到抑制.

Cheng 等［55］研究了冷軋超細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程中的微觀機制，可以發現界面附近的局部應變和缺陷促進了動態奧氏體相變，同時還伴隨著鐵素體的動態再結晶，這兩種機制的共生抑制了應變誘發晶粒的長大.Li 等［56］研究了超塑性變形對3207 雙相不銹鋼的微觀組織演變的影響［見圖4（d）］，他們發現在變形過程中產生了由δ 鐵素體到奧氏體的動態相變，而主要軟化機制為δ 鐵素體的不連續動態再結晶和奧氏體的連續動態再結晶.不同于傳統雙相鋼，中錳鋼的再結晶和相變過程受C-Mn 復合配分的影響，C 和Mn 向奧氏體富集，Al 向鐵素體擴散，而Mn 和Al 緩慢的上坡擴散極大地增強了組織的熱穩定性［57-58］.

圖4 動態相變和再結晶的共生［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程，發現初始組織為板條狀馬氏體的熱軋中錳鋼經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.在加熱保溫過程中， C-Mn 和Al 的配分使板條馬氏體逆相變為板條奧氏體＋鐵素體組織.在隨后的高溫拉伸過程中，兩相之間發生強烈的局部剪切變形，增強了置換Mn 和Al 的配分，逐漸導致板條斷裂，再發生動態相變并再結晶形成等軸雙相組織.最終，動態相變和動態再結晶的共生可得到超細等軸雙相組織，實現了非均勻組織到等軸組織的動態演變.之前的研究結果表明［60］，低Al 含量的冷軋中錳鋼通過動態奧氏體相變和鐵素體再結晶促進晶界滑動，通過高溫變形促進Mn 的配分［見圖5（c）和（d）］，這均會增強晶粒熱穩定性，實現良好的低溫高速超塑性變形.在超塑性變形前期，逆相變過程中的元素配分使得奧氏體相和鐵素體相的性質差異增大，而這種差異必然會對兩相動態再結晶的順序、速率及應力水平產生影響.

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 析出物與再結晶/晶界滑動

第二相粒子一般在晶界或位錯附近析出，利用釘扎作用影響再結晶和晶粒長大.超塑性變形的主要機制是晶界滑動，這些析出物粒子勢必對其造成影響.有研究表明［61-63］，析出物通過PSN效應和釘扎效應可有效細化晶粒，促進晶界滑動增強超塑性.也有觀點認為，這些析出物粒子會釘扎晶界抑制再結晶和晶界滑動，進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，發現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大，并且變形中還發生了應變誘導的晶界遷移，此時遷移的晶界呈彎曲形狀，晶粒變為球狀［如圖6（a）和（b）中黑色箭頭所示］.另外，晶界滑動所產生的應力集中也會導致空洞沿晶界的產生，但他們并沒有進一步分析這些析出物對超塑性變形尤其是晶界滑動的影響.Liang 等［66］利用納米析出物強化得到了高強度-超塑性的超細晶鐵素體鋼，并分析了其斷裂機制，如圖6（d）所示.他們認為：在低應變速率下，晶界滑動可以抑制空洞的形核，防止過早斷裂；在變形過程中，滲碳體中的碳原子拖曳鐵素體基體中的位錯運動，使得滲碳體溶解，鐵素體基體中碳含量顯著提高，進而發生固溶強化和位錯強化；此外，碳原子在晶界處富集會導致晶界能降低，從而抑制晶粒長大.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，發現變形過程主要發生鐵素體的動態再結晶和納米尺寸碳化物的析出.高溫變形會促進碳元素擴散，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.鐵素體動態再結晶主要發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抑制晶粒長大，同時還通過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／再結晶的關系，設計了Ti-Mo 微合金化中錳鋼，它通過形成納米析出物調控組織，得到了大于1 000%的伸長率.之前的研究表明［67］，臨界退火過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細化晶粒尺寸，增強奧氏體的熱穩定性，故在添加微合金元素后可以觀察到明顯的晶粒細化.在臨界變形過程中，基于析出動力學計算和TEM 結果，不同變形溫度下表現出不同的變形行為.如圖6（e）所示，鐵素體在685 ℃變形時，晶界和位錯附近的析出物較多，明顯抑制了動態再結晶和晶界滑動，因此與基體鋼相比，表現出較低的延伸率.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晶和晶界滑動，另一方面也抑制了晶粒長大，保證了組織的熱穩定性.當溫度繼續升高至775 ℃時，與基體鋼相比，微合金鋼的伸長率大幅上升，且僅晶界附近存在少量析出物，此時抑制晶粒長大占主導地位，微合金鋼的超塑性得到增強.綜上可知，析出物對于超塑性的影響具有兩面性，需要平衡析出物對晶粒長大和晶界滑動的作用，改變析出物的尺寸、含量及分布等來調控組織以提升性能.

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板料進行加工，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（基本無回彈），其成形壓力低、使用壽命長，還可確保零件和裝配幾何尺寸的重復性.采用SPF 設計和制造零件可減輕質量，減少零件數量，增加結構的完整性，改善零件的一致性，還可縮短從產品設計到實際投產的時間［69］.但由于材料實現超塑性變形的應變速率很低且變形溫度較高，限制了其工業化應用，因此需要開發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，采用超塑成形技術制備出一個球體，這標志著超塑成形技術的出現［見圖7（a）］.1974 年，英國最早將鋁合金應用于超塑成形，生產出了第一臺超塑成形機器.20 世紀70 年代初，英國羅·羅公司利用超塑成形將鈦合金和擴散連接（diffusion bonding，DB）結合，應用于航空航天工業.SPF／DB 組合工藝解決了大型構件焊接過程中的變形和沖壓成形中的回彈問題，在節約能源、提升經濟性、優化設計方案，以及縮短制造周期和增強供應能力等方面展現出巨大優勢.日本的超塑性研究發展雖然起步較晚，但發展速度很快，他們利用鈦合金、鋁合金和雙相不銹鋼的超塑性成形生產了波音客機內部零件、水槽甲板和廚房用品等［71］.我國的超塑性研究始于20 世紀70 年代，許多高校和研究所對超塑成形技術進行了大量研究，并將鈦合金的超塑成形產品應用于多個工業部門［72］.目前，鋁合金和鈦合金已被廣泛應用于超塑成形中［見圖7（b）～（d）］，而應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提升性能，但這也增大了材料的成本.因此，需要進一步開發低成本超塑性材料.

圖7 超塑成形的應用Fig.7 Applications of superplastic forming

中錳鋼一般為Fe-Mn-Al／Si-C 系，其生產成本較低，擁有較好的高溫變形能力，可表現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產生硬相馬氏體，故在實際生產及應用中存在一些不容忽視的問題，如室溫軋制或復雜結構件成形困難，以及容易開裂、回彈、模具磨損、延遲斷裂等，這都嚴重制約了其工業應用［73-75］.還有學者對中錳鋼的熱／溫沖壓成形進行研究［76-77］，即將板料加熱到再結晶溫度以上保溫，再進行奧氏體化處理，隨后快速轉移到沖壓平臺沖壓成形.他們發現，在中高溫下中錳鋼具有更好的成形能力，因此實現中錳鋼的超塑成形對其工業化應用具有重要意義.

中錳鋼良好的超塑性伸長率來源于高溫變形中C-Mn 的復合配分，Mn 擴散速率比C 擴散速率低2～4 個數量級，這可以有效保證高溫下的細晶尺寸.Mn 是一種奧氏體穩定元素，它除了可以提高奧氏體的含量和穩定性，還能擴大奧氏體相區，降低馬氏體轉變溫度［78］.雙相不銹鋼是應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，且通過簡單的熱處理就可獲得細晶尺寸，但大量的合金元素也會提升其成本.Mn 和Ni 均為奧氏體穩定元素，可以調控鋼板組織中殘余奧氏體含量，進而改善材料的低溫韌性，且Mn的價格僅為Ni 的1／5～1／20［79］.因此，如果能夠實現中錳鋼的超塑成形，就有望采用Mn 代替雙相不銹鋼中的Ni，在降低生產成本的同時可盡量減少材料性能的損失.

4 結論與展望

（1）基于共生現象討論了超塑性鋼鐵材料非均勻組織的動態演變，研究結果表明，通過動態相變和動態再結晶共生、析出物與再結晶／晶界滑動的共生，可以實現良好的超塑性變形.目前，已經提出的動態等軸化模型只描述了單相的等軸化規律，因此，若能結合微觀組織演化與元素配分建立雙相層狀-等軸組織的動態等軸化模型，則可為揭示非均勻組織的等軸化機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態平衡狀態，納米相析出的同時伴隨著晶粒長大，即析出與晶粒長大共生.共生時析出過程對晶粒長大的影響取決于析出相的穩定性、尺寸和分布.因此，開發具有優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高溫變形過程相變、析出和組織穩定性的影響機制，并優化微合金元素添加含量和類型.

（3）未來需要進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程中“非均勻組織”的動態演變，闡明層狀-等軸晶組織的動態等軸化和超細晶化機理、納米相析出與晶粒長大的共生機理及其對組織穩定性的作用機制，可為新一代汽車用高強超塑鋼的研究及制備奠定理論基礎和提供技術支撐.