中锰钢的研究进展与前景

工程科学学报，第41卷，第5期：557-572,2019年5月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.5:557-572,May 2019 D0L:10.13374/j.issn2095-9389.2019.05.002;htp:/journals.usth.edu.cm 中锰钢的研究进展与前景 徐娟萍，付豪，王正，岩雨，李金许四 北京科技大学新材料技术研究学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:Jxli65@usth.edu.cm 摘要总结了国内外中锰钢研究现状，对文献中中锰钢的成分设计、成型工艺、热处理工艺、组织性能调控等进行汇总分 析，得到了合金元素、成型工艺、微观组织结构和热处理对力学性能的影响规律，并对中锰钢的性能例如lds带和PLC带对 加工硬化率的影响、氢致延迟开裂性能给予了重点关注和讨论：同时提出借鉴第二代先进高强钢（纯奥氏体相）“层错能”这一 控制形变模式的概念，对中锰钢中奥氏体相的形变模式提出预测：最后对目前中锰钢研究的争议问题、发展前景及未来可能 面对的问题进行阐述 关键词中锰钢；TRP;强塑积；热处理；服役性能；氢脆 分类号TG142.71 Research progress and prospect of medium manganese steel XU Juan-ping,FU Hao,WANG Zheng,YAN Yu,LI Jin-xu Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083.China Corresponding author,E-mail:Jxli65@ustb.edu.cn ABSTRACT Medium manganese steels with the 3%-12%manganese content have outstanding tensile strength and elongation and low production cost.Thus,they are considered as third-generation advanced high-strength steels for automobiles.The research and development prospects and application potential of medium manganese steel in automotive parts have attracted wide attention both in China and overseas.After the medium manganese is deformed by forging or rolling,heat treatments such as quenching,tempering,and intercritical annealing is performed to obtain metastable austenite and ultra-fine ferrite/martensite microstructures.Metastable austenite transforms to martensite under flow stress,resulting in transformation-induced plasticity (TRIP)effect,which may be accompanied by twinning-induced plasticity (TWIP);the steel consequently exhibits good plasticity without sacrificing strength and thus meets the processing requirement of automobile parts with complex structures.The product of tensile strength and elongation of hot-rolled medium manganese steel,with chemical composition of Fe-0.2C-10Mn-4Al,under quenching and tempering can be larger than 70GPa%, which is higher than the current literature value.This paper summarized the current research status of medium manganese steel in Chi- na and abroad and analyzed the mechanical properties data of medium manganese steel with different chemical compositions,deforma- tion process,and heat treatment process in the literature.The influence of the chemical composition,deformation process,and heat treatment process on the microstructure and mechanical properties was discussed.The influences of special properties of medium man- ganese steels,such as luders band and PLC band,on work hardening rate and hydrogen-induced delayed cracking properties were com- prehensively discussed.Moreover,based on deformation control and prediction via the stacking fault energy of the second-generation advanced high-strength steel with pure austenite microstructure,the paper presented a deformation prediction model of the austenite phase in the medium manganese steel.Finally,the paper discussed the problems and prospects of the medium manganese steel. 收稿日期：2018-06-05 基金项目：国家自然科学基金面上资助项目(51571029)：宝武钢铁联合研究基金资助项目(U1760203,U1660104)

工程科学学报,第 41 卷,第 5 期:557鄄鄄572,2019 年 5 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 5: 557鄄鄄572, May 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 05. 002; http: / / journals. ustb. edu. cn 中锰钢的研究进展与前景 徐娟萍, 付 豪, 王 正, 岩 雨, 李金许苣 北京科技大学新材料技术研究学院, 北京 100083 苣通信作者, E鄄mail: Jxli65@ ustb. edu. cn 摘 要 总结了国内外中锰钢研究现状,对文献中中锰钢的成分设计、成型工艺、热处理工艺、组织性能调控等进行汇总分 析,得到了合金元素、成型工艺、微观组织结构和热处理对力学性能的影响规律,并对中锰钢的性能例如 l俟ders 带和 PLC 带对 加工硬化率的影响、氢致延迟开裂性能给予了重点关注和讨论;同时提出借鉴第二代先进高强钢(纯奥氏体相)“层错能冶这一 控制形变模式的概念,对中锰钢中奥氏体相的形变模式提出预测;最后对目前中锰钢研究的争议问题、发展前景及未来可能 面对的问题进行阐述. 关键词 中锰钢; TRIP; 强塑积; 热处理; 服役性能; 氢脆 分类号 TG142郾 71 收稿日期: 2018鄄鄄06鄄鄄05 基金项目: 国家自然科学基金面上资助项目(51571029);宝武钢铁联合研究基金资助项目(U1760203,U1660104) Research progress and prospect of medium manganese steel XU Juan鄄ping, FU Hao, WANG Zheng, YAN Yu, LI Jin鄄xu 苣 Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣Corresponding author, E鄄mail: Jxli65@ ustb. edu. cn ABSTRACT Medium manganese steels with the 3% - 12% manganese content have outstanding tensile strength and elongation and low production cost. Thus, they are considered as third鄄generation advanced high鄄strength steels for automobiles. The research and development prospects and application potential of medium manganese steel in automotive parts have attracted wide attention both in China and overseas. After the medium manganese is deformed by forging or rolling, heat treatments such as quenching, tempering, and intercritical annealing is performed to obtain metastable austenite and ultra鄄fine ferrite / martensite microstructures. Metastable austenite transforms to martensite under flow stress, resulting in transformation鄄induced plasticity (TRIP) effect, which may be accompanied by twinning鄄induced plasticity ( TWIP); the steel consequently exhibits good plasticity without sacrificing strength and thus meets the processing requirement of automobile parts with complex structures. The product of tensile strength and elongation of hot鄄rolled medium manganese steel, with chemical composition of Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄4Al, under quenching and tempering can be larger than 70 GPa·% , which is higher than the current literature value. This paper summarized the current research status of medium manganese steel in Chi鄄 na and abroad and analyzed the mechanical properties data of medium manganese steel with different chemical compositions, deforma鄄 tion process, and heat treatment process in the literature. The influence of the chemical composition, deformation process, and heat treatment process on the microstructure and mechanical properties was discussed. The influences of special properties of medium man鄄 ganese steels, such as l俟ders band and PLC band, on work hardening rate and hydrogen鄄induced delayed cracking properties were com鄄 prehensively discussed. Moreover, based on deformation control and prediction via the stacking fault energy of the second鄄generation advanced high鄄strength steel with pure austenite microstructure, the paper presented a deformation prediction model of the austenite phase in the medium manganese steel. Finally, the paper discussed the problems and prospects of the medium manganese steel

.558· 工程科学学报，第41卷，第5期 KEY WORDS medium Mn steel;transformation-induced plasticity (TRIP);product of tensile strength and total elongation;heat treatment;service performance;hydrogen embrittlement 随着汽车保有量的快速增加，汽车尾气对环境的 大幅度上升，生成的新相马氏体提高材料强度，所以 影响日益严重，节能减排受到国内外的格外关注.当 中锰钢强塑积很高).位错密度的升高和相界面的 前先进高强汽车板带钢的发展目标就是实现车身减 增加可提高材料的强度，中锰钢变形过程位错密度 重并兼顾驾驶安全，通过提高板带钢的强塑积实现 提升主要来源于马氏体，马氏体则来源于变形过程 钢板的减薄减轻，得到轻量化、降低油耗、环保安全 中奥氏体的相变，且相变后的新界面也会提升强度， 等实用价值.高强汽车板带钢经过了三代的发展历 因此增加奥氏体含量和细化晶粒可以提高中锰钢的 程.第一代高强钢材料包括无间隙自由钢(F钢)、 机械性能.残余奥氏体的含量及其稳定性很重要， 双相钢(DP钢)和相变诱导塑性(TRP)钢等低合金 稳定性的影响因素包括：晶粒尺寸、化学成分、显微 钢，通常强度不超过1000MPa,延伸率在20%~ 组织形貌，也与服役温度有关).本文对近几年报 30%,因而强塑积也较低（一般低于20GPa%).第 道的中锰钢的成分、工艺等进行了归纳，筛选其强塑 二代先进高强钢如高锰钢，其最大抗拉强度在 积接近或超过30GPa·%的文献，如表1所示 1100Pa左右，均匀延伸率高，最高达到95%)，因 图1(a)(图1数据源自表1)是延伸率-抗拉强 此其强塑积通常能超过50GPa·%水平.然而第二 度关系图，不论是热轧、冷轧还是温轧，随着抗拉强 代先进高强钢的合金元素质量分数超过20%，工艺 度升高，延伸率均是降低趋势：图1(b)是强塑积与 难度大、生产成本高、屈服强度低、易发生延迟开裂 奥氏体体积分数的关系图，奥氏体体积分数通过X 等，一直未能大规模走向应用 射线衍射分析计算得到.从图1(b)中可以看出，对 目前得到广泛关注的第三代先进高强钢包括淬 于热轧态和锻造态而言，强塑积与奥氏体体积分数 火配分(Q&P)钢、轻量钢、中锰TRP钢)]（以下简 的关系不太显著，这与A山元素添加与否及残余奥氏 称中锰钢).中锰钢的主要特点是低碳中合金，锰质 体计算方法不同有关，残余奥氏体的计算方法包括 量分数在3%~12%之间2】，由于合金元素含量较 两种：(1)行标YB/T5338一2006《钢中残余奥氏体 低，因而成本远低于第二代先进高强钢：由于中锰钢 定量测定X射线衍射仪法》，即原国标GB/T 中亚稳奥氏体的TRP效应[]，抗拉强度约750~ 8362一1987：(2)残余奥氏体体积分数： 2200MPa,总延伸率范围在15%~85%，强塑积可达 Va=1.41/(1.+1.41,) (1) 30~70GPa·%,性能远超第一代先进高强钢. 其中，I。、I,分别是相和奥氏体y相的累积强度 1国内外研究现状 计算方法(2)得到的残余奥氏体体积分数比行标计 目前针对中锰钢开展研究较多的国外机构有德 算值高.对于冷轧态和温轧态而言，强塑积随奥氏 国马普所、韩国延世大学、浦项科技大学等，国内有 体体积分数的增加有上升趋势，这对中锰钢的研制 钢铁研究总院、北京科技大学、东北大学等.中锰钢 有较强的指导作用，如何获得更多的亚稳奥氏体从 虽然已经有工业试制品，但大部分是实验室冶炼的 而得到较高的强塑积将成为指导成分设计和热处理 小炉样品，力学性能分散性大，成分设计和工艺技术 工艺的准则.图1(c)是强塑积与抗拉强度的关系 尚未定型，无法进行大规模工业化生产；另外，服役 图，强塑积与抗拉强度没有非常明显的对应趋势， 过程中奥氏体稳定性及抗延迟开裂能力尚未进行有 但若只考察强塑积在50GPa·%以上的数据，则发 效评估，这也是制约其产业化生产的因素之一.本 现除一个冷轧的点外，其他的点集中在抗拉强度 文将从成分设计、热处理工艺、微结构调控和服役性 1200MPa以下，原因如图1(a),抗拉强度升高的 能评价等方面综述中锰钢的研究进展，并针对其现 同时延伸率降低，导致较高强度反而有较低的强 有的初步服役性能数据，提出今后研究需重点关注 塑积，如Fe-0.47C-10Mn-2Al-0.7V经过温冷轧 的问题 回火强度达到2200MPa,延伸率16%，强塑积只有 中锰钢作为汽车用先进高强钢，组织中存在一 35.2GPa·%,Fe-0.2C-10Mn-4Al热轧态强度 定体积分数的亚稳态残余奥氏体，在变形过程中，残 889.6MPa延伸率79.6%，强塑积70.8GPa%;图1 余奥氏体部分或者全部发生应变诱导马氏体相变 (d)的是强塑积与延伸率的对应关系，强塑积均随 (TRP效应)，TRP效应可以延迟颈缩，使其延伸率 着延伸率的增加而呈现增长趋势，同样只考察强

工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 KEY WORDS medium Mn steel; transformation鄄induced plasticity (TRIP); product of tensile strength and total elongation; heat treatment; service performance; hydrogen embrittlement 随着汽车保有量的快速增加,汽车尾气对环境的 影响日益严重,节能减排受到国内外的格外关注. 当 前先进高强汽车板带钢的发展目标就是实现车身减 重并兼顾驾驶安全,通过提高板带钢的强塑积实现 钢板的减薄减轻,得到轻量化、降低油耗、环保安全 等实用价值. 高强汽车板带钢经过了三代的发展历 程. 第一代高强钢材料包括无间隙自由钢( IF 钢)、 双相钢(DP 钢)和相变诱导塑性(TRIP)钢等低合金 钢,通常强度不超过 1000 MPa, 延伸率在20% ~ 30% ,因而强塑积也较低(一般低于 20 GPa·% ). 第 二代先进高强钢如高锰钢, 其最大抗拉强度在 1100 MPa左右,均匀延伸率高,最高达到 95% [1] ,因 此其强塑积通常能超过 50 GPa·% 水平. 然而第二 代先进高强钢的合金元素质量分数超过 20% ,工艺 难度大、生产成本高、屈服强度低、易发生延迟开裂 等,一直未能大规模走向应用. 目前得到广泛关注的第三代先进高强钢包括淬 火配分(Q&P)钢、轻量钢、中锰 TRIP 钢[1] (以下简 称中锰钢). 中锰钢的主要特点是低碳中合金,锰质 量分数在 3% ~ 12% 之间[2] ,由于合金元素含量较 低,因而成本远低于第二代先进高强钢;由于中锰钢 中亚稳奥氏体的 TRIP 效应[3] ,抗拉强度约 750 ~ 2200 MPa,总延伸率范围在15% ~ 85% ,强塑积可达 30 ~ 70 GPa·% ,性能远超第一代先进高强钢. 1 国内外研究现状 目前针对中锰钢开展研究较多的国外机构有德 国马普所、韩国延世大学、浦项科技大学等,国内有 钢铁研究总院、北京科技大学、东北大学等. 中锰钢 虽然已经有工业试制品,但大部分是实验室冶炼的 小炉样品,力学性能分散性大,成分设计和工艺技术 尚未定型,无法进行大规模工业化生产;另外,服役 过程中奥氏体稳定性及抗延迟开裂能力尚未进行有 效评估,这也是制约其产业化生产的因素之一. 本 文将从成分设计、热处理工艺、微结构调控和服役性 能评价等方面综述中锰钢的研究进展,并针对其现 有的初步服役性能数据,提出今后研究需重点关注 的问题. 中锰钢作为汽车用先进高强钢,组织中存在一 定体积分数的亚稳态残余奥氏体,在变形过程中,残 余奥氏体部分或者全部发生应变诱导马氏体相变 (TRIP 效应),TRIP 效应可以延迟颈缩,使其延伸率 大幅度上升,生成的新相马氏体提高材料强度,所以 中锰钢强塑积很高[4] . 位错密度的升高和相界面的 增加可提高材料的强度,中锰钢变形过程位错密度 提升主要来源于马氏体,马氏体则来源于变形过程 中奥氏体的相变,且相变后的新界面也会提升强度, 因此增加奥氏体含量和细化晶粒可以提高中锰钢的 机械性能. 残余奥氏体的含量及其稳定性很重要, 稳定性的影响因素包括:晶粒尺寸、化学成分、显微 组织形貌,也与服役温度有关[5] . 本文对近几年报 道的中锰钢的成分、工艺等进行了归纳,筛选其强塑 积接近或超过 30 GPa·% 的文献,如表 1 所示. 图 1(a)(图 1 数据源自表 1)是延伸率鄄鄄抗拉强 度关系图,不论是热轧、冷轧还是温轧,随着抗拉强 度升高,延伸率均是降低趋势;图 1( b)是强塑积与 奥氏体体积分数的关系图,奥氏体体积分数通过 X 射线衍射分析计算得到. 从图 1(b)中可以看出,对 于热轧态和锻造态而言,强塑积与奥氏体体积分数 的关系不太显著,这与 Al 元素添加与否及残余奥氏 体计算方法不同有关,残余奥氏体的计算方法包括 两种:(1)行标 YB / T 5338—2006《钢中残余奥氏体 定量 测 定 X 射 线 衍 射 仪 法》, 即 原 国 标 GB / T 8362—1987;(2)残余奥氏体体积分数: VA = 1郾 4I酌 / (I琢 + 1郾 4I酌 ) (1) 其中,I琢 、I酌分别是 琢 相和奥氏体 酌 相的累积强度. 计算方法(2)得到的残余奥氏体体积分数比行标计 算值高. 对于冷轧态和温轧态而言,强塑积随奥氏 体体积分数的增加有上升趋势,这对中锰钢的研制 有较强的指导作用,如何获得更多的亚稳奥氏体从 而得到较高的强塑积将成为指导成分设计和热处理 工艺的准则. 图 1( c)是强塑积与抗拉强度的关系 图,强塑积与抗拉强度没有非常明显的对应趋势, 但若只考察强塑积在 50 GPa·% 以上的数据,则发 现除一个冷轧的点外,其他的点集中在抗拉强度 1200 MPa 以下,原因如图 1 ( a) ,抗拉强度升高的 同时延伸率降低,导致较高强度反而有较低的强 塑积,如 Fe鄄鄄0郾 47C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al鄄鄄0郾 7V 经过温冷轧 回火强度达到 2200 MPa,延伸率 16% ,强塑积只有 35郾 2 GPa·% , Fe鄄鄄 0郾 2C鄄鄄 10Mn鄄鄄 4Al 热 轧 态 强 度 889郾 6 MPa 延伸率 79郾 6% ,强塑积 70郾 8 GPa·% ;图 1 (d)的是强塑积与延伸率的对应关系,强塑积均随 着延伸率的增加而呈现增长趋势,同样只考察强 ·558·

徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 .559· 表1不同成分中锰钢工艺与力学性能 Table I Processes and mechanical properties of medium Mn steel with different elemental compositions 屈服 抗拉 延伸强塑积/ 参考 序号 成分 工艺 Ye/ 强度/MPa强度/MPa率/%(GPa%)% 文献 Fe-0.17C-6.6Mn-1.1A1-0.05Nb-0.22Mo-0.03N CR+IA 1082 1472 26 38.3 39 [3] 2 Fe-0.2C-5Mn F+IA 650 1150 35 40 40 [4] Fe-0.18C-11Mn-3.8Al CR+IA+Q 727 998 67 66.9 63 [5] Fe-0.2C-11Mn-2Al HR+QT 1400 37 44.8 82 [6] Fe-0.2C-11Mn-4Al HR+OT 890 40 35.6 72 [6] 6 Fe-0.2C-11Mn-6Al HR+QT 520 670 65 43.6 46 [6] > Fe-0.2C-12.4Mn-0.9si-5.2A1 CR+IA 543 34.2 47.3 [] Fe-0.23C-8.1Mn-5.3Al CR+IA 561 51.2 39.5 [7] 9 Fe-11Mn-3.8A-0.18C HR+QT 1201 344 41.6 65 [8] 10 Fe-0.2C-5Mn F+WR 1130 1296 37.6 34 [9] 1 Fe-0.2C-5Mn F+IA 620 39.8 36 [10] 2 Fe-10.1Mn-6.3Al-0.26C HR +IA 600 34.7 43 [11] 13 Fe-0.2C-5Mn F+IA 960 45 43.2 34 [12] 14 Fe-0.18C-10.62Mn-4.06A-0.03Nb HR+QT 587 1012 48.6 [13] 15 Fe-8Mn-0.4C-3Al-2Si-0.2V HR+IA 950 50.6 [14] 16 Fe-10Mn-0.2C HR+QT 700 1100 40 44 34 [15] 17 Fe-0.2C-6Mn-3.2Al HR+QT 942 35.4 33.3 33 [16] 18 Fe-0.2C-6Mn-1.6Al HR+QT 1040 40R 42.4 58 [16] 19 Fe-0.2C-6Mn-1.6Al CR +QT 1000 1060 49.8 75 [17] 9 fe-7.9Mn-0.14Si-0.05A-0.07C WR+IA 910 1600 29 46.4 37 [18] 21 Fe-0.1C-5Mn-2Si WR+0+IA 1150 29 33.4 [19] 22 Fe-0.18C-11Mn-3.8Al CR+Q 650 899 70 62.9 66 [20] 9 Fe-0.16C-6.57Mn-1.1Al-0.05Nb-0.22Mo-0.03N CR+IA 1138 1224 33 40.4 30 [21] 24 fe-0.18C-6.4Mn-2.8Al-0.1V HR+IA 752 52.7 39.6 33 [22] 25 Fe-0.2C-10.3Mn-2.9Al CR+Q 1560 26 40.6 46.7 [23] 26 Fe-0.20C-4.99Mm-0.63Si-3.03Al HR+IA 922 61 56.2 [24] 27 Fe-0.3C-6.0Mm-1.5Si-3.0Al CR+IA 1131 58 65.6 [25] 沙 Fe-0.1C-5Mn CR+IA 641 722 47.75 34.5 [26] 29 Fe-0.1C-5Mn CR+IA 730 830 36.5 30.3 10 [26] 30 Fe-7Mn-0.14C-0.23Si CR+IA 782 1012 42.3 42.8 [27] 31 Fe-0.2C-10Mn-4Al HR+QT 635.7 889.6 79.6 70.8 51 32 Fe-0.2C-10Mn-2Al HR+QT 449.0 1681.3 22.4 37.7 33 Fe-0.2C-6Mn-3A-0.58Si HR+IA 650.2 855 68.1 58.2 33.3 34 WR+IA+ Fe-0.2C-10Mn-2Al 1101.4 1332.9 33.0 44.0 CR+T WR+IA+ 35 Fe-0.47C-10Mn-2Al-0.7V 2200 2200 16 35.2 15 [28] CR+T 36 Fe-9Mn-3Ni-1.4Al-0.01C HR +IA 900 33.5 30.2 [29]△ 必 Fe-9Mn-0.05C CR+IA 1060 1193 25 29.8 37 [30] 38 Fe-8.46Mn-0.0075C CR+IA 820 84 68.9 [31]△ 注：YR代表残余奥氏体体积分数：HR代表热轧：CR代表冷轧：Q代表淬火：T代表回火：A代表临界区退火；F代表锻造；WR代表温轧：· 代表本实验室正在进展的工作：△代表机械性能数据为原文曲线读取

徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 表 1 不同成分中锰钢工艺与力学性能 Table 1 Processes and mechanical properties of medium Mn steel with different elemental compositions 序号 成分 工艺 屈服 强度/ MPa 抗拉 强度/ MPa 延伸 率/ % 强塑积/ (GPa·% ) 酌R / % 参考 文献 1 Fe鄄鄄0郾 17C鄄鄄6郾 6Mn鄄鄄1郾 1Al鄄鄄0郾 05Nb鄄鄄0郾 22Mo鄄鄄0郾 03N CR + IA 1082 1472 26 38郾 3 39 [3] 2 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + IA 650 1150 35 40 40 [4] 3 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄11Mn鄄鄄3郾 8Al CR + IA + Q 727 998 67 66郾 9 63 [5] 4 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄11Mn鄄鄄2Al HR + QT 1400 32 44郾 8 82 [6] 5 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄11Mn鄄鄄4Al HR + QT 890 40 35郾 6 72 [6] 6 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄11Mn鄄鄄6Al HR + QT 520 670 65 43郾 6 46 [6] 7 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄12郾 4Mn鄄鄄0郾 9Si鄄鄄5郾 2Al CR + IA 543 760 45 34郾 2 47郾 3 [7] 8 Fe鄄鄄0郾 23C鄄鄄8郾 1Mn鄄鄄5郾 3Al CR + IA 561 949 54 51郾 2 39郾 5 [7] 9 Fe鄄鄄11Mn鄄鄄3郾 8Al鄄鄄0郾 18C HR + QT 1201 34郾 6 41郾 6 65 [8] 10 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + WR 1130 1296 29 37郾 6 34 [9] 11 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + IA 620 1015 39郾 3 39郾 8 36 [10] 12 Fe鄄鄄10郾 1Mn鄄鄄6郾 3Al鄄鄄0郾 26C HR + IA 600 808 43 34郾 7 43 [11] 13 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + IA 960 45 43郾 2 34 [12] 14 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄10郾 62Mn鄄鄄4郾 06Al鄄鄄0郾 03Nb HR + QT 587 1012 48 48郾 6 78 [13] 15 Fe鄄鄄8Mn鄄鄄0郾 4C鄄鄄3Al鄄鄄2Si鄄鄄0郾 2V HR + IA 950 1100 46 50郾 6 [14] 16 Fe鄄鄄10Mn鄄鄄0郾 2C HR + QT 700 1100 40 44 34 [15] 17 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄3郾 2Al HR + QT 942 35郾 4 33郾 3 33 [16] 18 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄1郾 6Al HR + QT 1040 40郾 8 42郾 4 58 [16] 19 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄1郾 6Al CR + QT 1000 1060 47 49郾 8 75 [17] 20 Fe鄄鄄7郾 9Mn鄄鄄0郾 14Si鄄鄄0郾 05Al鄄鄄0郾 07C WR + IA 910 1600 29 46郾 4 37 [18] 21 Fe鄄鄄0郾 1C鄄鄄5Mn鄄鄄2Si WR + Q + IA 1150 29 33郾 4 [19] 22 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄11Mn鄄鄄3郾 8Al CR + Q 650 899 70 62郾 9 66 [20] 23 Fe鄄鄄0郾 16C鄄鄄6郾 57Mn鄄鄄1郾 1Al鄄鄄0郾 05Nb鄄鄄0郾 22Mo鄄鄄0郾 03N CR + IA 1138 1224 33 40郾 4 30 [21] 24 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄6郾 4Mn鄄鄄2郾 8Al鄄鄄0郾 1V HR + IA 752 52郾 7 39郾 6 33 [22] 25 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10郾 3Mn鄄鄄2郾 9Al CR + Q 1560 26 40郾 6 46郾 7 [23] 26 Fe鄄鄄0郾 20C鄄鄄4郾 99Mn鄄鄄0郾 63Si鄄鄄3郾 03Al HR + IA 922 61 56郾 2 32 [24] 27 Fe鄄鄄0郾 3C鄄鄄6郾 0Mn鄄鄄1郾 5Si鄄鄄3郾 0Al CR + IA 1131 58 65郾 6 50 [25] 28 Fe鄄鄄0郾 1C鄄鄄5Mn CR + IA 641 722 47郾 75 34郾 5 [26] 29 Fe鄄鄄0郾 1C鄄鄄5Mn CR + IA 730 830 36郾 5 30郾 3 10 [26] 30 Fe鄄鄄7Mn鄄鄄0郾 14C鄄鄄0郾 23Si CR + IA 782 1012 42郾 3 42郾 8 31 [27] 31 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄4Al HR + QT 635郾 7 889郾 6 79郾 6 70郾 8 51 * 32 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al HR + QT 449郾 0 1681郾 3 22郾 4 37郾 7 * 33 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄3Al鄄鄄0郾 58Si HR + IA 650郾 2 855 68郾 1 58郾 2 33郾 3 * 34 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al WR + IA + CR + T 1101郾 4 1332郾 9 33郾 0 44郾 0 * 35 Fe鄄鄄0郾 47C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al鄄鄄0郾 7V WR + IA + CR + T 2200 2200 16 35郾 2 15 [28] 36 Fe鄄鄄9Mn鄄鄄3Ni鄄鄄1郾 4Al鄄鄄0郾 01C HR + IA 900 33郾 5 30郾 2 [29] 吟 37 Fe鄄鄄9Mn鄄鄄0郾 05C CR + IA 1060 1193 25 29郾 8 37 [30] 38 Fe鄄鄄8郾 46Mn鄄鄄0郾 0075C CR + IA 820 84 68郾 9 [31] 吟 注:酌R代表残余奥氏体体积分数;HR 代表热轧;CR 代表冷轧;Q 代表淬火;T 代表回火;IA 代表临界区退火;F 代表锻造;WR 代表温轧;* 代表本实验室正在进展的工作;吟代表机械性能数据为原文曲线读取. ·559·

.560· 工程科学学报，第41卷，第5期 80(a ·热轧 ●冷轧 ●热轧 70 ●锻造 。冷轧 ●温轧 60 ·锻造 ●温轧+冷轧 。温轧 50 50 ·温轧+冷轧 40 30 吃 30 800 12001600 2000 20 40 60 抗拉强度MPa 奥氏体体积分数/% 70 。热轧 70 d ·热轧 ●冷轧 。冷轧 ·锻造 ●锻造 860 。温轧 60 ●温轧 ●温轧+冷轧 ·温轧+冷轧 50 50 照40 腰40 304 ● 30 800 1200 1600 2000 20 40 60 80 抗拉强度/MPa 延伸率/% 图1中锰钢性能关系统计（数据来源于表1）.(a)延伸率-强度关系：(b)强塑积-奥氏体体积分数关系：（℃）强塑积-抗拉强度关系： (d)强塑积-延伸率关系 Fig.I Relation between the mechanical properties of medium Mn steels(data from Table 1):(a)elongation as tensile strength;(b)product of ten- sile strength and total elongations(c)product of tensile strength and total elongation s tensile strength;(d)product of tensile strength and total elongation rs elongation 塑积在50GPa·%以上的数据，延伸率均在40%以 平，是为了保证淬火马氏体也有很好的焊接性能和 上.因此在保障基本的抗拉强度前提下，获得更好 延展性，或者是为了单纯研究M在晶界的偏聚效 的延伸率很关键.通过晶粒细化绝大部分中锰钢的 果[29】.最近Science上报道的10Mn中锰钢[2]，抗 屈服强度超过500MPa,相比较TWIP钢屈服强度明 拉强度为2.2GPa,延伸率为16%.作者将超高强 显提高2].抗拉强度甚至达到2200MPa. 度的获得归因于位错强化，但是其C质量分数达 到0.47%，C的强化效果在所有的合金元素中是 2中锰钢的成分设计思路(C、Mn、A等) 最大的，因此C元素对抗拉强度贡献也是不容忽 成分是材料设计中最基础最关键的环节，研究 视的[] 最多的中锰钢合金系有C-Mn系，C-Mn-Al、C-Mn- 2.2Mn元素对性能的影响 Si系.下面对近年来对中锰钢元素成分-性能的关 Mn元素是中锰钢最重要的合金元素，是扩大 系所做的研究进行总结分析 奥氏体相元素，在热处理过程中会向奥氏体中富 2.1C元素对性能的影响 集，Mn质量分数5%~10%，即使降到室温奥氏体 C是奥氏体稳定元素，能提高临界退火过程中 也不会发生马氏体相变，亚稳奥氏体是在中锰钢 奥氏体逆转变动力，扩大奥氏体区，影响奥氏体稳定 变形过程中发挥最重要作用的相.图2是Mn含 性和力学性能.然而材料中过高的C会以碳化物形 量与各方面性能关系的概括总结图（数据出自表 式析出反而降低材料的强度[2】，恶化焊接性能.另 1),Mn的合金强化效果不明显]，Mn含量对抗 外C含量过高会导致塑性的下降，尽管强度很高， 拉强度和延伸率的影响不太显著（图2(a),(b)), 但强塑积并不能达到很高的水平，因此目前研发者 冷轧态随着Mn含量增高强度有上升的趋势.此 的普遍观点是C质量分数应低于0.4%，大部分研 外，从图2(c)可见，随着Mn含量升高，奥氏体体 究选择的碳质量分数在0.2%左右3-B,15-7,20-2] 积分数有升高的趋势.强塑积与Mn含量没有明 马普所做的研究C质量分数控制在低于0.1%的水 显对应关系

工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 图 1 中锰钢性能关系统计(数据来源于表 1). (a) 延伸率鄄鄄强度关系; (b) 强塑积鄄鄄奥氏体体积分数关系; ( c) 强塑积鄄鄄 抗拉强度关系: (d) 强塑积鄄鄄延伸率关系 Fig. 1 Relation between the mechanical properties of medium Mn steels(data from Table 1): (a) elongation vs tensile strength; (b) product of ten鄄 sile strength and total elongation vs 酌R ; (c) product of tensile strength and total elongation vs tensile strength; (d) product of tensile strength and total elongation vs elongation 塑积在 50 GPa·% 以上的数据,延伸率均在 40% 以 上. 因此在保障基本的抗拉强度前提下,获得更好 的延伸率很关键. 通过晶粒细化绝大部分中锰钢的 屈服强度超过 500 MPa,相比较 TWIP 钢屈服强度明 显提高[25] . 抗拉强度甚至达到 2200 MPa. 2 中锰钢的成分设计思路(C、Mn、Al 等) 成分是材料设计中最基础最关键的环节,研究 最多的中锰钢合金系有 C鄄鄄Mn 系,C鄄鄄Mn鄄鄄Al、C鄄鄄Mn鄄鄄 Si 系. 下面对近年来对中锰钢元素成分鄄鄄 性能的关 系所做的研究进行总结分析. 2郾 1 C 元素对性能的影响 C 是奥氏体稳定元素,能提高临界退火过程中 奥氏体逆转变动力,扩大奥氏体区,影响奥氏体稳定 性和力学性能. 然而材料中过高的 C 会以碳化物形 式析出反而降低材料的强度[25] ,恶化焊接性能. 另 外 C 含量过高会导致塑性的下降,尽管强度很高, 但强塑积并不能达到很高的水平,因此目前研发者 的普遍观点是 C 质量分数应低于 0郾 4% ,大部分研 究选择的碳质量分数在 0郾 2% 左右[3鄄鄄13, 15鄄鄄17,20鄄鄄25] . 马普所做的研究 C 质量分数控制在低于 0郾 1% 的水 平,是为了保证淬火马氏体也有很好的焊接性能和 延展性,或者是为了单纯研究 Mn 在晶界的偏聚效 果[29] . 最近 Science 上报道的 10Mn 中锰钢[28] ,抗 拉强度为 2郾 2 GPa,延伸率为 16% . 作者将超高强 度的获得归因于位错强化,但是其 C 质量分数达 到 0郾 47% ,C 的强化效果在所有的合金元素中是 最大的,因此 C 元素对抗拉强度贡献也是不容忽 视的[32] . 2郾 2 Mn 元素对性能的影响 Mn 元素是中锰钢最重要的合金元素,是扩大 奥氏体相元素,在热处理过程中会向奥氏体中富 集,Mn 质量分数 5% ~ 10% ,即使降到室温奥氏体 也不会发生马氏体相变,亚稳奥氏体是在中锰钢 变形过程中发挥最重要作用的相. 图 2 是 Mn 含 量与各方面性能关系的概括总结图( 数据出自表 1) ,Mn 的合金强化效果不明显[32] ,Mn 含量对抗 拉强度和延伸率的影响不太显著(图 2( a) ,( b) ) , 冷轧态随着 Mn 含量增高强度有上升的趋势. 此 外,从图 2 ( c) 可见,随着 Mn 含量升高,奥氏体体 积分数有升高的趋势. 强塑积与 Mn 含量没有明 显对应关系. ·560·

徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 ·561· (a●热轧 0 (b) 。热轧 ●今半 2000 ●冷轧 ●锻造 ●锻造 ●温轧 ●温到 1600 ·温轧+冷轧 60 ·温轧+冷轧 ● 1200 40 800 10 10 Mn质量分数/% Mn质量分数/% (e) 。热 70( 。热轧 冷轧 ●冷轧 ●锻造 ●锻造 。温轧 60 ●温轧 60 ·温轧+冷轧 ●温轧+冷轧 50 ● ● ● 40 10 6 8 Mn质量分数/% Mn质量分数% 图2中锰钢性能与Mn含量的关系（数据来源于表1）.(a)抗拉强度-Mn质量分数：(b)延伸率-Mn质量分数：(c)奥氏体体积分数- Mn质量分数：(d)强塑积-Mn质量分数 Fig.2 Relations between mechanical properties and Mn content of medium Mn steels:(a)elongation ts manganese content;(b)elongation rs man- ganese content;(c)yg rs manganese content;(d)product of tensile strength and total elongation ts manganese content Mn元素除了提高奥氏体体积分数（图2(c), 表征了原子尺度置换溶质原子界面处的偏析现象， 促进TRIP效应，也有其负面效果.Mn在退火过程 而且da Silva等3]和Kuzmina等34发现，Mn元素 中的表面氧化或者沉积，会恶化镀锌浸润性：Mn在 加热过程中也会向位错处偏析（如图3），形成不会 晶界和相界面上的偏析可能导致脆性裂纹的萌生， 长大的FCC结构且与位错共格的区域.因此Mn含 在低温时Fe-Mn合金热轧态由于晶界处C、Mn、P 量需要控制在合理水平，既得到较高的奥氏体体积 等元素的偏析，裂纹沿原始奥氏体晶界扩展，表现出 分数，又要避免过度偏析导致界面脆化.中锰钢中 很明显的脆性).近几年应用三维原子探针直观 加入B元素，既可以增加淬透性，又防止Mn在品界 20 20 10 15 20 25 距离加m 距离/nm 10 nm ●Mnl2%原子数分数等浓度面 图3Fe-9Mn冷轧450℃回火6h试样沿着单个位错线性区域（①是垂直于位错的元素含量分布，位错处锰偏聚：②沿着位错方向直径2nm 圆柱体内Mn元素的分布)[3] Fig.3 ID concentration analyses along eylindrical regions of interest of individual dislocations in Fe-9Mn alloy,50%cold-rolled tempered at 450C for6h(indicates region perpendicular to the marked concentration profiles and2indicates region along the dislocations with cylinder diameters of 2mm)[3)

徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 图 2 中锰钢性能与 Mn 含量的关系(数据来源于表 1). (a) 抗拉强度鄄鄄Mn 质量分数; ( b) 延伸率鄄鄄 Mn 质量分数; ( c) 奥氏体体积分数鄄鄄 Mn 质量分数; (d) 强塑积鄄鄄Mn 质量分数 Fig. 2 Relations between mechanical properties and Mn content of medium Mn steels: (a) elongation vs manganese content; (b) elongation vs man鄄 ganese content; (c) 酌R vs manganese content; (d) product of tensile strength and total elongation vs manganese content 图3 Fe鄄鄄9Mn 冷轧450 益回火6 h 试样沿着单个位错线性区域 (淤是垂直于位错的元素含量分布,位错处锰偏聚;于沿着位错方向直径2 nm 圆柱体内 Mn 元素的分布) [31] Fig. 3 1D concentration analyses along cylindrical regions of interest of individual dislocations in Fe鄄鄄9Mn alloy, 50% cold鄄rolled tempered at 450 益 for 6 h (淤 indicates region perpendicular to the marked concentration profiles and 于 indicates region along the dislocations with cylinder diameters of 2 nm) [31] Mn 元素除了提高奥氏体体积分数(图 2(c)), 促进 TRIP 效应,也有其负面效果. Mn 在退火过程 中的表面氧化或者沉积,会恶化镀锌浸润性;Mn 在 晶界和相界面上的偏析可能导致脆性裂纹的萌生, 在低温时 Fe鄄鄄 Mn 合金热轧态由于晶界处 C、Mn、P 等元素的偏析,裂纹沿原始奥氏体晶界扩展,表现出 很明显的脆性[33] . 近几年应用三维原子探针直观 表征了原子尺度置换溶质原子界面处的偏析现象, 而且 da Silva 等[31] 和 Kuzmina 等[34] 发现,Mn 元素 加热过程中也会向位错处偏析(如图 3),形成不会 长大的 FCC 结构且与位错共格的区域. 因此 Mn 含 量需要控制在合理水平,既得到较高的奥氏体体积 分数,又要避免过度偏析导致界面脆化. 中锰钢中 加入 B 元素,既可以增加淬透性,又防止 Mn 在晶界 ·561·

.562. 工程科学学报.第41卷，第5期 的偏析，使回火脆性延迟[35)] 锰钢更能适应冲压，且冲压后的延展性能维持在较 2.3Al元素对性能的影响 高的水平，同时在冲击过程中能吸收更多的功，提高 钢中A!的加入容易引起治炼过程中冒口堵 安全性；A1的加入提高了中锰钢A,和A,温度[2) 塞、加工过程表面质量难控制以及在材料中容易 因而可选择的临界退火温度提高，较短时间就能完 形成非金属夹杂物等问题，但是近年来对含A!中 成退火，利于工业化生产的开展：也有研究发现A1 锰钢的性能也展开广泛研究，也有文章针对A!对 可以降低铁素体中C的活度系数，提高C在铁素体 高锰钢抗氢脆性能的有益作用进行研究.在TWIP 的溶解度，升高渗碳体中C的活性，抑制渗碳体析 钢中加入一定含量的A1,可改善钢的延迟开裂性 出[3]：在5Mn钢中加入3%的A),冷轧变形的微 能[36-8】，Fe-18Mn-0.6C-(0,1,2)Al三种成分 观结构可以完全再结晶，相比5Mn0Al中锰钢强塑 TWIP钢比较发现，A1质量分数2%的试样电解充 积提高：Cai等[6]发现软相8铁素体体积分数和延 伸率随着A!含量升高而升高：通过最近几年对中锰 氢后能在表面形成一层致密的A山，O,膜，从而阻碍 钢相变过程中奥氏体相变研究文献的总结发现，含 氢原子进入，改善氢脆性能[)：通过断口观察发 铝中锰钢拉断后，还有相当量的残余奥氏体没有发 现.随着A1含量提高(A1质量分数0、1%、2%)， 生相变68,15,2】；不含A的中锰钢拉断后残余奥氏 充氢试样的解理脆性区减小甚至消失[40]：也有 体完全相变到马氏体2-]，原因是变形过程中软相 研究表明，Al元素可以提高层错能)，抑制变形 的铁素体配分更多应力，因而对奥氏体起到辅助稳 过程中发生密排六方马氏体相变，从而提高抗氢 定作用[4s];Yang等也发现加入Al后残余奥氏体体 脆能力[].可见Al对高锰钢的抗延迟开裂和抗 积分数降低，但是稳定性提高，在变形过程中的相变 氢脆性能有显著的作用，但是A!对中锰钢的抗氢 可以连续发生，产生持续硬化[46] 脆性能的影响研究还很少 图4为A!含量与中锰钢性能的关系图（数据取 关于A!元素对中锰钢力学性能影响的文献较 自表1)，A1是铁素体形成元素，A1含量升高，抗拉 多，加入1%的A1,中锰钢的密度可下降1.25%，可 强度明显降低（图4(a)):当Al质量分数<4%时， 为汽车减重做出贡献：当A1质量分数超过3%，会 延伸率随A】含量增加呈增大趋势：需要说明的是 引入大量的软相8铁素体而增加延展性3,68)]，使中 A1含量超过4%的文献数据较少，延伸率在之后的 a ●热轧 b 。热到 2100 冷轧 ·冷轧 ●温轧+冷轧 ●温轧+冷轧 60 400 40 700 4 A质量分数/% A1质量分数% 80 ·热轧 70(d ·热轧 ●冷轧 ·冷轧 ·温轧+冷轧 。温轧+冷轧 60 最60 40 20 4 4 A质量分数/% A1质量分数% 图4中锰钢性能与Al含量的关系（数据来源于表1）.(a)强度-Al质量分数：(b)延伸率-Al质量分数：(c)奥氏体体积分数-A1质量 分数：(d)强塑积-A质量分数 Fig.4 Relations between mechanical properties and Al content of medium Mn steels:(a)tensile strength rs aluminum content;(b)elongation ts aluminum content;(c)yy ts aluminum content;(d)product of tensile strength and total elongation ts aluminum content

工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 的偏析,使回火脆性延迟[35] . 2郾 3 Al 元素对性能的影响 钢中 Al 的加入容易引起冶炼过程中冒口堵 塞、加工过程表面质量难控制以及在材料中容易 形成非金属夹杂物等问题,但是近年来对含 Al 中 锰钢的性能也展开广泛研究,也有文章针对 Al 对 高锰钢抗氢脆性能的有益作用进行研究. 在 TWIP 钢中加入一定含量的 Al,可改善钢的延迟开裂性 能[36鄄鄄38] , Fe鄄鄄18Mn鄄鄄0郾 6C鄄鄄 (0,1,2)Al 三 种 成 分 TWIP 钢比较发现,Al 质量分数 2% 的试样电解充 氢后能在表面形成一层致密的 Al 2O3膜,从而阻碍 氢原子进入,改善氢脆性能[39] ;通过断口观察发 现,随着 Al 含量提高(Al 质量分数 0、1% 、2% ) , 充氢试样的解理脆性区减小甚至消失[40鄄鄄41] ;也有 研究表明,Al 元素可以提高层错能[15] ,抑制变形 过程中发生密排六方马氏体相变,从而提高抗氢 脆能力[42] . 可见 Al 对高锰钢的抗延迟开裂和抗 氢脆性能有显著的作用,但是 Al 对中锰钢的抗氢 脆性能的影响研究还很少. 图 4 中锰钢性能与 Al 含量的关系(数据来源于表 1). (a) 强度鄄鄄Al 质量分数; (b) 延伸率鄄鄄Al 质量分数; (c) 奥氏体体积分数鄄鄄Al 质量 分数; (d) 强塑积鄄鄄Al 质量分数 Fig. 4 Relations between mechanical properties and Al content of medium Mn steels: (a) tensile strength vs aluminum content; ( b) elongation vs aluminum content; (c) 酌R vs aluminum content; (d) product of tensile strength and total elongation vs aluminum content 关于 Al 元素对中锰钢力学性能影响的文献较 多,加入 1% 的 Al,中锰钢的密度可下降 1郾 25% ,可 为汽车减重做出贡献;当 Al 质量分数超过 3% ,会 引入大量的软相 啄 铁素体而增加延展性[3,6,8] ,使中 锰钢更能适应冲压,且冲压后的延展性能维持在较 高的水平,同时在冲击过程中能吸收更多的功,提高 安全性;Al 的加入提高了中锰钢 A1 和 A3 温度[24] , 因而可选择的临界退火温度提高,较短时间就能完 成退火,利于工业化生产的开展;也有研究发现 Al 可以降低铁素体中 C 的活度系数,提高 C 在铁素体 的溶解度,升高渗碳体中 C 的活性,抑制渗碳体析 出[43] ;在 5Mn 钢中加入 3% 的 Al [44] ,冷轧变形的微 观结构可以完全再结晶,相比 5Mn0Al 中锰钢强塑 积提高;Cai 等[6] 发现软相 啄 铁素体体积分数和延 伸率随着 Al 含量升高而升高;通过最近几年对中锰 钢相变过程中奥氏体相变研究文献的总结发现,含 铝中锰钢拉断后,还有相当量的残余奥氏体没有发 生相变[6,8,13,23] ;不含 Al 的中锰钢拉断后残余奥氏 体完全相变到马氏体[26鄄鄄27] ,原因是变形过程中软相 的铁素体配分更多应力,因而对奥氏体起到辅助稳 定作用[45] ;Yang 等也发现加入 Al 后残余奥氏体体 积分数降低,但是稳定性提高,在变形过程中的相变 可以连续发生,产生持续硬化[46] . 图 4 为 Al 含量与中锰钢性能的关系图(数据取 自表 1),Al 是铁素体形成元素,Al 含量升高,抗拉 强度明显降低(图 4( a));当 Al 质量分数 < 4% 时, 延伸率随 Al 含量增加呈增大趋势;需要说明的是 Al 含量超过 4% 的文献数据较少,延伸率在之后的 ·562·

徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 ·563· 变化趋势不明确（图4(b)):另外，图4(c)中A1对 钢(0.11C-5.7Mn),材料强塑积达到34.9GPa·%. 奥氏体体积分数没有明显的影响；图4(d)可见Al 冷轧中锰钢热处理后比较普遍的组织是等轴奥氏 质量分数为3%~4%时容易获得较高的强塑积 体/铁素体 (图4(d)). (2)长条状的奥氏体+铁素体 其他微量元素如V不仅可以细化晶粒，还会形 A!质量分数低于2%的中锰钢晶粒在热 成纳米尺度的碳化钒(VC)颗粒，VC颗粒分布在中 轧【6,1-16,0,3,3/温轧[9,18-19]热锻[4,10.12过程被拉长， 锰钢组织中能提高其屈服强度47]，还可以提高抗氢 随后热处理后也保持大部分为长条状结构的组织， 脆性能28]：B可以提高金属的淬透性：稀土元素能 有少部分块状奥氏体，Chen等发现奥氏体组织板条 净化钢水，在高锰钢中加入稀土能提高裂纹形核的 状的稳定性要比等轴的高[0】.对锻后退火的中锰 临界H浓度，改善延迟开裂性能].这些合金元素 钢(0.2C5Mn)进行温轧，压下量77.5%，奥氏体和 在中锰钢中的作用还有待进一步验证. 铁素体晶粒择优取向旋转到与轧制方向平行，晶粒 3中锰钢微观组织特征 只是拉长，板条厚度减薄（如图5(b),对材料的延 中锰钢的微观组织复杂多样，组成相包括不同 伸率影响不大，抗拉强度和屈服强度显著升高[)， 形状铁素体、奥氏体、马氏体其中的某两种或某几 轧向性能较好(ND表示法向：RD表示轧向) 种.对表1中的文献总结，对应几种典型微观组织 对0.2C-1.6Al-6.1Mn钢的临界退火和淬火 如下. 回火(QT)热处理得到的组织和性能分析发现s1] (1)等轴的奥氏体+铁素体 QT过程得到长条状的奥氏体铁素体结构 C质量分数高于0.2%，A1质量分数低于2%的 (图5(c)),奥氏体中的位错密度大，抗拉强度 中锰钢经过冷轧退火工艺得到细小尺寸（通常在 902~1235MPa,延伸率18%~42%.临界退火热 1m以下)的等轴状铁素体/奥氏体组 处理得到的也是长条状组织，抗拉强度885~945 织3，，21,2,5-7,0,8，，例如图5(a)(A代表奥氏体， MPa,延伸率13%~28%，由于退火时间久，位错 F代表铁素体).在1972年，Millert9]首次提出冷轧 密度大幅降低，TP效应也弱化，因此强塑积不如 在两相区退火的超细晶铁素体+奥氏体结构的中锰 QT热处理 a b 4四 10m m 图5几种典型的中锰钢金相组织.(a)10Mnl.6A1冷轧中锰钢（宝钢）：(b)0.2C4.72Mn中锰钢退火12h轧制压下量77.5%[9]：(c) 0.2C-1.6A-6.1Mn中锰钢625℃淬火组织[50：(d)0.2C-0.63Si-4.99Mn-3.03A中锰钢700℃退火1h[24 Fig.5 Typical SEM microstructures of the medium Mn steels:(a)10Mnl.6Al cold-rolled medium Mn steel Baosteel):(b)0.2C4.72Mn medium Mn steel annealed at 650C for 12h and rolled at 650C with thickness reduction of 77.5%](c)0.2C-1.6Al-6.1Mn medium Mn steel quenched at 625 C[5]:(d)0.2C-0.63Si-4.99Mn-3.03Al medium Mn steel annealed at 700C for 60 min[24)

徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 变化趋势不明确(图 4( b));另外,图 4( c)中 Al 对 奥氏体体积分数没有明显的影响;图 4( d) 可见 Al 质量分数为 3% ~ 4% 时容易获得较高的强塑积 (图 4(d)). 其他微量元素如 V 不仅可以细化晶粒,还会形 成纳米尺度的碳化钒(VC)颗粒,VC 颗粒分布在中 锰钢组织中能提高其屈服强度[47] ,还可以提高抗氢 脆性能[28] ;B 可以提高金属的淬透性;稀土元素能 净化钢水,在高锰钢中加入稀土能提高裂纹形核的 临界 H 浓度,改善延迟开裂性能[48] . 这些合金元素 在中锰钢中的作用还有待进一步验证. 3 中锰钢微观组织特征 中锰钢的微观组织复杂多样,组成相包括不同 形状铁素体、奥氏体、马氏体其中的某两种或某几 种. 对表 1 中的文献总结,对应几种典型微观组织 如下. 图 5 几种典型的中锰钢金相组织. ( a) 10Mn1郾 6Al 冷轧中锰钢(宝钢); ( b) 0郾 2C4郾 72Mn 中锰钢退火 12 h 轧制压下量 77郾 5% [9] ; ( c) 0郾 2C鄄鄄1郾 6Al鄄鄄6郾 1Mn 中锰钢 625 益淬火组织[51] ; (d) 0郾 2C鄄鄄0郾 63Si鄄鄄4郾 99Mn鄄鄄3郾 03Al 中锰钢 700 益退火 1 h [24] Fig. 5 Typical SEM microstructures of the medium Mn steels: (a) 10Mn1郾 6Al cold鄄rolled medium Mn steel (Baosteel); (b) 0郾 2C4郾 72Mn medium Mn steel annealed at 650 益 for 12 h and rolled at 650 益 with thickness reduction of 77郾 5% [9] ; (c) 0郾 2C鄄鄄1郾 6Al鄄鄄6郾 1Mn medium Mn steel quenched at 625 益 [51] ; (d) 0郾 2C鄄鄄0郾 63Si鄄鄄4郾 99Mn鄄鄄3郾 03Al medium Mn steel annealed at 700 益 for 60 min [24] (1)等轴的奥氏体 + 铁素体. C 质量分数高于 0郾 2% ,Al 质量分数低于 2% 的 中锰钢经过冷轧退火工艺得到细小尺寸(通常在 1 滋m 以 下 ) 的 等 轴 状 铁 素 体/ 奥 氏 体 组 织[3,17,21,23,25鄄鄄27,30,33,49] ,例如图 5(a) (A 代表奥氏体, F 代表铁素体). 在 1972 年,Miller [49]首次提出冷轧 在两相区退火的超细晶铁素体 + 奥氏体结构的中锰 钢(0郾 11C鄄鄄5郾 7Mn),材料强塑积达到 34郾 9 GPa·% . 冷轧中锰钢热处理后比较普遍的组织是等轴奥氏 体/ 铁素体. (2)长条状的奥氏体 + 铁素体. Al 质 量 分 数 低 于 2% 的 中 锰 钢 晶 粒 在 热 轧[6,14鄄鄄16,30,33,34] / 温轧[9,18鄄鄄19]热锻[4,10,12]过程被拉长, 随后热处理后也保持大部分为长条状结构的组织, 有少部分块状奥氏体,Chen 等发现奥氏体组织板条 状的稳定性要比等轴的高[50] . 对锻后退火的中锰 钢(0郾 2C5Mn)进行温轧,压下量 77郾 5% ,奥氏体和 铁素体晶粒择优取向旋转到与轧制方向平行,晶粒 只是拉长,板条厚度减薄(如图 5(b)),对材料的延 伸率影响不大,抗拉强度和屈服强度显著升高[9] , 轧向性能较好(ND 表示法向;RD 表示轧向). 对 0郾 2C鄄鄄1郾 6Al鄄鄄6郾 1Mn 钢的临界退火和淬火 回火(QT)热处理得到的组织和性能分析发现[51] , QT 过 程 得 到 长 条 状 的 奥 氏 体 铁 素 体 结 构 (图 5( c) ) ,奥 氏 体 中 的 位 错 密 度 大, 抗 拉 强 度 902 ~ 1235 MPa,延伸率 18% ~ 42% . 临界退火热 处理得到的也是长条状组织,抗拉强度 885 ~ 945 MPa,延伸率 13% ~ 28% ,由于退火时间久,位错 密度大幅降低,TRIP 效应也弱化,因此强塑积不如 QT 热处理. ·563·

564. 工程科学学报，第41卷，第5期 (3)高温铁素体+奥氏体+铁素体/马氏体 生马氏体相变 A1质量分数超过3%，组织中可能出现粗大的 高温铁素体[s-8,1,B.17,20,2,2](如图5(d)）,即使在轧 4热处理工艺对性能的影响 制和退火之后也一直存在.比较0Al5Mn钢与 目前对中锰钢热处理工艺的研究有很多，主流 3Al5Mn中锰钢，后者的组织包含高温铁素体，Mn在 的热处理工艺有两种：临界退火(IA)和淬火回火 退火过程中从高温铁素体向奥氏体的配分要比从α (Q&T),此外还有配分热处理，多步配分工艺等热 铁素体向奥氏体的配分程度高，高温铁素体的硬度 处理工艺.研究人员重点研究了热处理保温温度、 和Mn含量均低于a铁素体，屈服强度随着退火温 保温时间和冷却速率等热处理因素的变化对中锰 度的升高而降低[24 钢力学性能的影响.通过调控各因素控制奥氏体 组织结构为奥氏体+δ-铁素体+马氏体 稳定性元素Mn和C在奥氏体中的富集，得到不同 (Fe-10.1Mn-6.3A-0.26C)的中锰钢，对其各 形态、比例、分布状态的奥氏体组织，进而得到不 相在变形过程中的应力分布研究发现，高温铁素体 同的性能.强塑积比较高的中锰钢热处理大部分 的硬度比较低，较快发生变形，尺寸较大的奥氏体主 是通过临界退火工艺得到的（如表1）.A1含量比 要发生TP效应，尺寸较小的奥氏体是退火过程 较高的中锰钢经过淬火+回火工艺也能得到很好 中在高温铁素体附近逆转变生成的，主要发生TWP 的力学性能[6] 效应. 4.1临界退火(IA) 大部分文献中含有高温铁素体组织的中锰钢体 临界退火是在奥氏体形成温度(Ac,)~奥氏体 现出很好的延性，也有研究发现冷变形过程中裂纹 转变完全温度(AC)之间进行退火后炉冷的热处理 会在高温铁素体内形核扩展，而当Mn质量分数超 方式，有两种途径可达到该退火温度s],(1)奥氏 过10%的时候由于发生TWIP效应缓解应力集中， 体化后冷却到临界温度保温，y→α的相变过程为奥 裂纹在高温铁素体内不再形核[s] 氏体正转变，反应非常慢：(2)快速冷却到室温后， (4)奥氏体+铁素体+马氏体 再从室温加热到两相区内进行临界退火温度保温， 发生的α'（马氏体）→γ相变反应快且降温到室温 例如对冷轧0.1C-7.1Mn钢选取不同临界温度 依然存在奥氏体相，此过程是奥氏体逆转变过程. 退火7d,得到的是铁素体、马氏体和残余奥氏体三 现在大部分研究采用的是升温保温的α'→γ的临界 相组织，且不同温度热处理各相的化学成分也不同. 退火模式.工艺如图6(a)所示，冷轧不是必须有的 推测化学成分是奥氏体稳定性的关键因素，较低温 步骤，轧后通过临界退火得到铁素体和奥氏体的双 度退火得到的奥氏体稳定性高且其应变硬化率低； 相结构. 较高温度退火奥氏体稳定性低，因为发生TRP效 热处理过程的加热速率对材料的组织性能影响 应导致应变硬化[53] (5)马氏体+奥氏体 很大[s6),fe-(5~9)Mn-0.05C中锰钢当加热速率 低于15℃·s1,晶界会出现渗碳体，α'→y的扩散 He等2]通过对中锰D&P钢(Fe-0.47C- 型逆转变就在渗碳体颗粒旁边发生，后形成Mn含 10Mn-2Al-0.47V)热轧+温轧+冷轧得到马氏体 量高、位错密度低的粒状组织：加热速率高于 和奥氏体组织.D&P钢通过多步变形和退火形成多 15℃·s1,不产生渗碳体，为非扩散型逆转变，形成 样化的板条双相组织，亚稳的奥氏体分布在马氏体 的长条状、高位错密度的奥氏体，含Mn量与回火马 基体中.此方法得到的材料强度高达2.2GPa,在达 氏体相近.因此为了得到稳定性较高的尺寸细化的 到屈服强度的时候位错大量开动，塑性远高于同等 球形奥氏体，有必要控制较低的加热速率. 级的高强钢 退火温度和退火时间会影响奥氏体成分、尺寸 Wang等29，]对Fe-9Mn-3Ni-1.4Al-0.01C马 和形貌，这三个因素都会影响奥氏体稳定性.Gibbs 氏体时效钢研究发现，马氏体中分布着薄膜状的奥 等s]对7.1Mn0.1 C TRIP钢分别在600℃和650℃ 氏体，奥氏体晶粒越小越不稳定，这一现象与平时的 临界温度退火168h淬火得到铁素体+奥氏体组织 认知不同.分析发现较大的奥氏体晶粒回复后，在 和铁素体+马氏体+残余奥氏体的组织.两种退火 变形过程中发生TWIP效应，晶粒内变形的亚结构 温度淬火下来的组织不同，通过原位中子衍射的 反过来稳定晶粒提高机械稳定性.小的回复奥氏体 方法发现两种钢的变形机制都不同.650℃退火钢 晶粒，不容易发生TWP效应，很小的形变量下就发 的屈服是应力诱导相变占主导地位，抗拉强度

工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 (3)高温铁素体 + 奥氏体 + 铁素体/ 马氏体. Al 质量分数超过 3% ,组织中可能出现粗大的 高温铁素体[5鄄鄄8,11,13,17,20,22,24] (如图 5(d)),即使在轧 制和 退 火 之 后 也 一 直 存 在. 比 较 0Al5Mn 钢 与 3Al5Mn 中锰钢,后者的组织包含高温铁素体,Mn 在 退火过程中从高温铁素体向奥氏体的配分要比从 琢 铁素体向奥氏体的配分程度高,高温铁素体的硬度 和 Mn 含量均低于 琢 铁素体,屈服强度随着退火温 度的升高而降低[24] . 组织 结 构 为 奥 氏 体 + 啄鄄鄄 铁 素 体 + 马 氏 体 (Fe鄄鄄10郾 1Mn鄄鄄6郾 3Al鄄鄄0郾 26C) [11] 的中锰钢,对其各 相在变形过程中的应力分布研究发现,高温铁素体 的硬度比较低,较快发生变形,尺寸较大的奥氏体主 要发生 TRIP 效应,尺寸较小的奥氏体是退火过程 中在高温铁素体附近逆转变生成的,主要发生 TWIP 效应. 大部分文献中含有高温铁素体组织的中锰钢体 现出很好的延性,也有研究发现冷变形过程中裂纹 会在高温铁素体内形核扩展,而当 Mn 质量分数超 过 10% 的时候由于发生 TWIP 效应缓解应力集中, 裂纹在高温铁素体内不再形核[52] . (4)奥氏体 + 铁素体 + 马氏体. 例如对冷轧 0郾 1C鄄鄄7郾 1Mn 钢选取不同临界温度 退火 7 d,得到的是铁素体、马氏体和残余奥氏体三 相组织,且不同温度热处理各相的化学成分也不同. 推测化学成分是奥氏体稳定性的关键因素,较低温 度退火得到的奥氏体稳定性高且其应变硬化率低; 较高温度退火奥氏体稳定性低,因为发生 TRIP 效 应导致应变硬化[53] . (5)马氏体 + 奥氏体. He 等[28] 通 过 对 中 锰 D&P 钢 (Fe鄄鄄 0郾 47C鄄鄄 10Mn鄄鄄2Al鄄鄄0郾 47V) 热轧 + 温轧 + 冷轧得到马氏体 和奥氏体组织. D&P 钢通过多步变形和退火形成多 样化的板条双相组织,亚稳的奥氏体分布在马氏体 基体中. 此方法得到的材料强度高达 2郾 2 GPa,在达 到屈服强度的时候位错大量开动,塑性远高于同等 级的高强钢. Wang 等[29,54]对 Fe鄄鄄9Mn鄄鄄3Ni鄄鄄1郾 4Al鄄鄄0郾 01C 马 氏体时效钢研究发现,马氏体中分布着薄膜状的奥 氏体,奥氏体晶粒越小越不稳定,这一现象与平时的 认知不同. 分析发现较大的奥氏体晶粒回复后,在 变形过程中发生 TWIP 效应,晶粒内变形的亚结构 反过来稳定晶粒提高机械稳定性. 小的回复奥氏体 晶粒,不容易发生 TWIP 效应,很小的形变量下就发 生马氏体相变. 4 热处理工艺对性能的影响 目前对中锰钢热处理工艺的研究有很多,主流 的热处理工艺有两种: 临界退火( IA) 和淬火回火 (Q&T),此外还有配分热处理,多步配分工艺等热 处理工艺. 研究人员重点研究了热处理保温温度、 保温时间和冷却速率等热处理因素的变化对中锰 钢力学性能的影响. 通过调控各因素控制奥氏体 稳定性元素 Mn 和 C 在奥氏体中的富集,得到不同 形态、比例、分布状态的奥氏体组织,进而得到不 同的性能. 强塑积比较高的中锰钢热处理大部分 是通过临界退火工艺得到的(如表 1) . Al 含量比 较高的中锰钢经过淬火 + 回火工艺也能得到很好 的力学性能[6] . 4郾 1 临界退火(IA) 临界退火是在奥氏体形成温度(Ac1 ) ~ 奥氏体 转变完全温度(Ac3 )之间进行退火后炉冷的热处理 方式,有两种途径可达到该退火温度[55] . (1)奥氏 体化后冷却到临界温度保温,酌寅琢 的相变过程为奥 氏体正转变,反应非常慢;(2) 快速冷却到室温后, 再从室温加热到两相区内进行临界退火温度保温, 发生的 琢忆(马氏体)寅 酌 相变反应快且降温到室温 依然存在奥氏体相,此过程是奥氏体逆转变过程. 现在大部分研究采用的是升温保温的 琢忆寅酌 的临界 退火模式. 工艺如图 6(a)所示,冷轧不是必须有的 步骤,轧后通过临界退火得到铁素体和奥氏体的双 相结构. 热处理过程的加热速率对材料的组织性能影响 很大[56] ,Fe鄄鄄(5 ~ 9)Mn鄄鄄0郾 05C 中锰钢当加热速率 低于 15 益·s - 1 ,晶界会出现渗碳体,琢忆寅酌 的扩散 型逆转变就在渗碳体颗粒旁边发生,后形成 Mn 含 量高、 位 错 密 度 低 的 粒 状 组 织; 加 热 速 率 高 于 15 益·s - 1 ,不产生渗碳体,为非扩散型逆转变,形成 的长条状、高位错密度的奥氏体,含 Mn 量与回火马 氏体相近. 因此为了得到稳定性较高的尺寸细化的 球形奥氏体,有必要控制较低的加热速率. 退火温度和退火时间会影响奥氏体成分、尺寸 和形貌,这三个因素都会影响奥氏体稳定性. Gibbs 等[57]对 7郾 1Mn0郾 1C TRIP 钢分别在 600 益 和 650 益 临界温度退火 168 h 淬火得到铁素体 + 奥氏体组织 和铁素体 + 马氏体 + 残余奥氏体的组织. 两种退火 温度淬火下来的组织不同,通过原位中子衍射的 方法发现两种钢的变形机制都不同. 650 益 退火钢 的屈服是应力诱 导 相 变 占 主 导 地 位,抗 拉 强 度 ·564·

徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 .565· 热轧 热轧 Ac 淬火 临界退火 Ac 回火 冷轧 图6中锰钢两种典型加工热处理工艺（α：铁素体Y:奥氏体8：高温铁素体）.(a)低铝（无高温铁素体）中锰钢临界退火工艺图；(b)高铝 (含高温铁素体)热轧中锰钢淬火回火工艺图 Fig.6 Typical process and heating treatments of medium Mn steels (a:ferrite,y:austenite,:ferrite):(a)annealing process of lower aluminum (without 8-Fe)medium Mn steel;(b)quenching+tempering process of higher aluminum (with 8-Fe)hot-rolling medium Mn steel 1200MPa,延性10%：600℃退火钢的屈服通过铁 也相对低，稳定性适中，利于发生连续的TRP效 素体局部塑性变形控制，抗拉强度870MPa,延伸 应，因此强塑积(50.5GPa·%)高于罩式炉退火 率41.5%，得到更高的强塑积.即使都在双相区 (44.5GPa%),这个现象对于大规模的工业生产 进行临界退火得到相同的组织，由于晶粒尺寸、化 来说是个好现象.但是本实验室对这两种材料对 学成分等差别，也会导致拉伸性能有明显不同，同 比研究发现，连续退火试样没有应变时效段，且氢 时，实验发现在不同温度退火的中锰钢应变硬化 脆敏感性特别高，很大的吕德斯带也需要引起关 率可分为4个阶段，低于1000℃退火试样均存在 注.Hu等[2]利用差动扫描量热法研究0.1C-5Mn 第V阶段（图7(b)),对应的TWIP效应，在较高温 度1000℃退火的时候则不存在此阶段.可能是由 冷轧中锰钢在热处理过程中的相变行为发现，当 于高温退火导致晶粒长大、奥氏体不稳定，体现在 冷轧压下量比较小的时候，需要较长时间退火得 性能方面就是强塑积降低).0.2C-12Mn-5A1中 到高强塑积：冷轧压下量较大的时候，由于位错密 锰钢分别在800℃和900℃退火，通过计算发现在 度高，相变激活能大，因而短时间的退火就能得到 900℃退火时，M(马氏体相变点)点高，同时晶粒 较高强塑积. 尺寸大，此温度退火试样得到更适合的亚稳奥氏 4.2QT(淬火回火)工艺 体，抗拉强度>900MPa,延伸率>54%[) 对A含量比较高的中锰钢，Cai等[6，]和i 使用同样的退火温度，调整退火时间则组织 等[]研究发现临界退火时间太长奥氏体过于稳定， 和性能也有明显的不同.Luo等s)研究了罩式退 而且奥氏体中的位错密度减小，加工硬化率降低 火和连续退火的冷轧7Mn中锰钢性能，连续退火 而通过淬火+回火的方式（如图6(b))得到双相组 的晶粒小，奥氏体中的稳定元素C和Mn质量分数 织，实验证明强塑积比临界退火工艺的要高，如表 1200 700℃…900℃ 6000T 一7009℃..900℃ 1000 --.800℃--·1000℃ 星500 ---800℃ -=1000℃ Stage edW/s 800 4000 & 600 3000 400 2000 200 0.1 0.20.30.40.5 0.6 0.2 0.3 0.4 工程应变，e 其应变，8 图7Fe-10.1Mn-6.3A-0.3C中锰钢700,800、900和1000℃退火10min,拉伸速率104s1对应的工程应力-应变曲线(a)和应变硬 化率-真应变曲线(b)[1) Fig.7 Engineering stress ts strain (a)and strain hardening rate rs true strain (b)of Fe-10.1Mn-6.3Al-0.26C steel annealed at 700,800,900 and 1000 C for 10 min at a strain rate of 10-4s]

徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 图 6 中锰钢两种典型加工热处理工艺(琢:铁素体 酌:奥氏体 啄:高温铁素体). (a) 低铝(无高温铁素体)中锰钢临界退火工艺图; (b) 高铝 (含高温铁素体)热轧中锰钢淬火回火工艺图 Fig. 6 Typical process and heating treatments of medium Mn steels (琢: ferrite ,酌: austenite,啄: ferrite): (a) annealing process of lower aluminum (without 啄鄄Fe) medium Mn steel; (b) quenching + tempering process of higher aluminum (with 啄鄄Fe) hot鄄rolling medium Mn steel 1200 MPa,延性 10% ;600 益 退火钢的屈服通过铁 素体局部塑性变形控制,抗拉强度 870 MPa,延伸 图 7 Fe鄄鄄10郾 1Mn鄄鄄6郾 3Al鄄鄄0郾 3C 中锰钢 700、800、900 和 1000 益 退火 10 min,拉伸速率 10 - 4 s - 1对应的工程应力鄄鄄应变曲线( a)和应变硬 化率鄄鄄真应变曲线( b) [11] Fig. 7 Engineering stress vs strain ( a) and strain hardening rate vs true strain ( b) of Fe鄄鄄10郾 1Mn鄄鄄6郾 3Al鄄鄄0郾 26C steel annealed at 700,800,900 and 1000 益 for 10 min at a strain rate of 10 - 4 s - 1 [11] 率 41郾 5% ,得到更高的强塑积. 即使都在双相区 进行临界退火得到相同的组织,由于晶粒尺寸、化 学成分等差别,也会导致拉伸性能有明显不同,同 时,实验发现在不同温度退火的中锰钢应变硬化 率可分为 4 个阶段,低于 1000 益 退火试样均存在 第郁阶段(图 7( b) ) ,对应的 TWIP 效应,在较高温 度 1000 益 退火的时候则不存在此阶段. 可能是由 于高温退火导致晶粒长大、奥氏体不稳定,体现在 性能方面就是强塑积降低[11] . 0郾 2C鄄鄄12Mn鄄鄄5Al 中 锰钢分别在 800 益 和 900 益 退火,通过计算发现在 900 益 退火时,Ms(马氏体相变点) 点高,同时晶粒 尺寸大,此温度退火试样得到更适合的亚稳奥氏 体,抗拉强度 > 900 MPa,延伸率 > 54% [7] . 使用同样的退火温度,调整退火时间则组织 和性能也有明显的不同. Luo 等[58] 研究了罩式退 火和连续退火的冷轧 7Mn 中锰钢性能,连续退火 的晶粒小,奥氏体中的稳定元素 C 和 Mn 质量分数 也相对低,稳定性适中,利于发生连续的 TRIP 效 应,因此强塑积(50郾 5 GPa·% ) 高于罩式炉退火 (44郾 5 GPa·% ) ,这个现象对于大规模的工业生产 来说是个好现象. 但是本实验室对这两种材料对 比研究发现,连续退火试样没有应变时效段,且氢 脆敏感性特别高,很大的吕德斯带也需要引起关 注. Hu 等[26]利用差动扫描量热法研究 0郾 1C鄄鄄5Mn 冷轧中锰钢在热处理过程中的相变行为发现,当 冷轧压下量比较小的时候,需要较长时间退火得 到高强塑积;冷轧压下量较大的时候,由于位错密 度高,相变激活能大,因而短时间的退火就能得到 较高强塑积. 4郾 2 QT(淬火回火)工艺 对 Al 含量比较高的中锰钢,Cai 等[6,13] 和 Li 等[17]研究发现临界退火时间太长奥氏体过于稳定, 而且奥氏体中的位错密度减小,加工硬化率降低. 而通过淬火 + 回火的方式(如图 6( b))得到双相组 织,实验证明强塑积比临界退火工艺的要高,如表 ·565·

·566· 工程科学学报，第41卷，第5期 1.抗拉强度和延伸率随着淬火温度升高而降低[6： 奥氏体的钢.在之前研究中一直认为在淬火配分 回火温度越高，抗拉强度越低，总的延伸率随之升 过程中，置换合金元素没有参与配分，但是So 高].热轧10Mn4A1中锰钢选用QT工艺：750℃保 等[]最近应用原子探针技术证明，间隙原子C和 温1h,水冷，400℃回火1h空冷，强塑积达到 置换原子Mn、Si在淬火过程中都参与了配分（图 70.8GPa·% 8).T温度对显微结构和性能起决定作用6)，T。 4.3淬火配分工艺 有一个临界值Ts,低于临界值，屈服和延伸都比 元素富集对材料性能影响显著，除了临界退 较高，微观结构是富C残余奥氏体和贫C的回火 火工艺之外，还有研究将淬火配分工艺用在中锰 一次马氏体：当高于这个值，微观组织包括富C残 钢中.2003年，美国物理冶金学家Speer等Is9]提 余奥氏体，贫C回火一次马氏体和富C未回火二 出淬火配分工艺(Q&P),首先奥氏体化初始淬火， 次马氏体，二次马氏体导致强度高、颈缩早和塑性 淬到T。温度(T。在M。~M之间)，然后加热到配分 差.2017年由东北大学许云波教授与唐钢合作生 温度T(淬火温度或者高于淬火温度)保温，之后 产了Q&P配分连续退火的第三代汽车钢，并准备 经水冷，得到微观结构为低C马氏体和富C残余 投人工业化应用. 界面 20 4 20 距离/m 距离m 图8在Q&P中锰钢马氏体板条之间薄膜奥氏体的M,C,Si和C元素分布，右图为a'和y界面处放大图(Y和a'分别代表残余奥氏体 和马氏体)[0] Fig.8 Mn,Cr,Si,and C concentration profiles of film-like austenite in Q&P-processed medium Mn steel,the right picture is the magnify of the in- terface ofand yin the left picture(retained austenite and martensite,respectively)] 热轧中锰钢条状组织和冷轧粒状组织两种状态的预 5中锰TRP钢的性能研究 充氢试样，发现两种轧制状态的试样均表现出很大 5.1中锰钢的氢脆 的氢致塑性损失和强度损失，如图9，但是冷轧态的 氢存在于钢中，即使很少量的内部氢存在，也可 损失比热轧态要小一些.原因是热轧态的裂纹沿原 能引起材料延迟开裂，这个现象称为氢脆.氢脆机 奥氏体晶界扩展，路径平直，在断口上表现出一个个 制[62有：弱键理论：氢降低表面能：氢压理论：应力 “小平面”：而冷轧态晶粒细小，裂纹沿晶界扩展时 诱导氢化物滞后开裂：以及氢促进局部塑性变形等. 经常改变方向，或者进人晶粒内部，路径曲折，因而 通常钢的强度越高，氢脆敏感性就越大[6].一般认 抗氢脆性能更好.Wang等[s4.]对Fe-9Mn-3Ni- 为，钢的强度越高，发生氢致延迟开裂的敏感性就越 1.4A1中锰钢的系列研究表明，经过退火后的试样 大.正处于研发中的中锰钢，属于第三代先进高强 在马氏体板条界面处含有纳米级薄膜状奥氏体，未 钢，人们希望其强度大于1000MPa或更高.可以预 经退火的试样不含奥氏体.预充氢后的拉伸结果显 想，它会有比较高的氢脆敏感性，特别是其中的奥氏 示，不含奥氏体的试样（氢质量分数0.35×106）在 体相在发生马氏体相变后，会继承奥氏体中储存的 弹性阶段就断裂，而含薄膜奥氏体的试样（氢质量 较多的氢，很可能作为敏感组织而发生氢脆 分数1.87×10-6)在发生了一定的塑性变形后才断 事实也正是如此，例如，Han等6]对比研究了 裂，比不含奥氏体的试样抗氢能力强.这一结果的

工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 1. 抗拉强度和延伸率随着淬火温度升高而降低[6] ; 回火温度越高,抗拉强度越低,总的延伸率随之升 高[13] . 热轧10Mn4Al 中锰钢选用 QT 工艺:750 益保 温 1 h, 水冷, 400 益 回火 1 h 空 冷, 强 塑 积 达 到 70郾 8 GPa·% . 4郾 3 淬火配分工艺 元素富集对材料性能影响显著,除了临界退 火工艺之外,还有研究将淬火配分工艺用在中锰 钢中. 2003 年,美国物理冶金学家 Speer 等[59] 提 出淬火配分工艺(Q&P) ,首先奥氏体化初始淬火, 淬到 TQ温度(TQ在 Ms ~ Mf之间) ,然后加热到配分 温度 TP (淬火温度或者高于淬火温度) 保温,之后 经水冷,得到微观结构为低 C 马氏体和富 C 残余 奥氏体的钢. 在之前研究中一直认为在淬火配分 过程中,置换合金元素没 有 参 与 配 分,但 是 Seo 等[60]最近应用原子探针技术证明,间隙原子 C 和 置换原子 Mn、Si 在淬火过程中都参与了配分( 图 8) . TQ温度对显微结构和性能起决定作用[61] ,TQ 有一个临界值 TQmax,低于临界值,屈服和延伸都比 较高,微观结构是富 C 残余奥氏体和贫 C 的回火 一次马氏体;当高于这个值,微观组织包括富 C 残 余奥氏体,贫 C 回火一次马氏体和富 C 未回火二 次马氏体,二次马氏体导致强度高、颈缩早和塑性 差. 2017 年由东北大学许云波教授与唐钢合作生 产了 Q&P 配分连续退火的第三代汽车钢,并准备 投入工业化应用. 图 8 在 Q&P 中锰钢马氏体板条之间薄膜奥氏体的 Mn, Cr, Si 和 C 元素分布,右图为 琢忆和 酌 界面处放大图(酌 和 琢忆分别代表残余奥氏体 和马氏体) [60] Fig. 8 Mn, Cr, Si, and C concentration profiles of film鄄like austenite in Q&P鄄processed medium Mn steel,the right picture is the magnify of the in鄄 terface of 琢忆 and 酌 in the left picture (酌 and 琢忆 represent retained austenite and martensite, respectively) [60] 5 中锰 TRIP 钢的性能研究 5郾 1 中锰钢的氢脆 氢存在于钢中,即使很少量的内部氢存在,也可 能引起材料延迟开裂,这个现象称为氢脆. 氢脆机 制[62]有:弱键理论;氢降低表面能;氢压理论;应力 诱导氢化物滞后开裂;以及氢促进局部塑性变形等. 通常钢的强度越高,氢脆敏感性就越大[63] . 一般认 为,钢的强度越高,发生氢致延迟开裂的敏感性就越 大. 正处于研发中的中锰钢,属于第三代先进高强 钢,人们希望其强度大于 1000 MPa 或更高. 可以预 想,它会有比较高的氢脆敏感性,特别是其中的奥氏 体相在发生马氏体相变后,会继承奥氏体中储存的 较多的氢,很可能作为敏感组织而发生氢脆. 事实也正是如此,例如,Han 等[64] 对比研究了 热轧中锰钢条状组织和冷轧粒状组织两种状态的预 充氢试样,发现两种轧制状态的试样均表现出很大 的氢致塑性损失和强度损失,如图 9,但是冷轧态的 损失比热轧态要小一些. 原因是热轧态的裂纹沿原 奥氏体晶界扩展,路径平直,在断口上表现出一个个 “小平面冶;而冷轧态晶粒细小,裂纹沿晶界扩展时 经常改变方向,或者进入晶粒内部,路径曲折,因而 抗氢脆性能更好. Wang 等[54,65] 对 Fe鄄鄄 9Mn鄄鄄3Ni鄄鄄 1郾 4Al 中锰钢的系列研究表明,经过退火后的试样 在马氏体板条界面处含有纳米级薄膜状奥氏体,未 经退火的试样不含奥氏体. 预充氢后的拉伸结果显 示,不含奥氏体的试样(氢质量分数 0郾 35 伊 10 - 6 )在 弹性阶段就断裂,而含薄膜奥氏体的试样(氢质量 分数 1郾 87 伊 10 - 6 )在发生了一定的塑性变形后才断 裂,比不含奥氏体的试样抗氢能力强. 这一结果的 ·566·