《工程科学学报》：Fe−Mn−Al−C系中锰钢的研究现状与发展前景

工程科学学报 Chinese Journal of Engineering FeMnAIC系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯霍巍丰周乃鹏李佳佳张哲睿王永金 Research progress and prospect of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels SONG Ren-bo,HUO Wei-feng.ZHOU Nai-peng.LI Jia-jia,ZHANG Zhe-rui,WANG Yong-jin 引用本文： 宋仁伯，霍巍丰，周乃鹏，李佳佳，张哲睿，王永金.FeMA1C系中锰钢的研究现状与发展前景.工程科学学报，2020,42(7)： 814-828.doi:10.13374.issn2095-9389.2019.08.27.002 SONG Ren-bo,HUO Wei-feng.ZHOU Nai-peng.LI Jia-jia,ZHANG Zhe-rui,WANG Yong-jin.Research progress and prospect of FeMnAIC medium Mn steels[J].Chinese Journal of Engineering,2020,42(7):814-828.doi:10.13374/j.issn2095- 9389.2019.08.27.002 在线阅读View online:https::/doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.08.27.002 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 中锰钢的研究进展与前景 Research progress and prospect of medium manganese steel 工程科学学报.2019,41（⑤）：557 https:1doi.org/10.13374j.issn2095-9389.2019.05.002 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 Recent progress and future research prospects on the plastic instability of medium-Mn steels:a review 工程科学学报.2020,42(1)：48 https:/1doi.org/10.13374.issn2095-9389.2019.09.05.004 析出强化与李晶强化在Fe-24Mn-3Si-3 AI TWIP钢退火过程中的作用机制 Mechanism of precipitation strengthing and twinning strengthing in annealing process of Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP steel 工程科学学报.2017,396)：854 https:1doi.org/10.13374 j.issn2095-9389.2017.06.006 两相区位错增殖对低碳贝氏体/铁素体复相钢组织和性能的影响 Effect of dislocation multiplication in intercritical region on microstructure and properties of low-carbon bainite/ferrite multiphase steel 工程科学学报.2019,41(3：325htps:doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.03.005 Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-22Si-2Fe-xMn alloys produced by inclined cooling 工程科学学报.2017,392：222htps:doi.org10.13374.issn2095-9389.2017.02.009 含锡C-Mn钢中锡的析出相 Identification of Sn precipitates in C-Mn steel containing Sn 工程科学学报.2017,39(11：1684htps:/doi.org10.13374.issn2095-9389.2017.11.011

FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯 霍巍丰 周乃鹏 李佳佳 张哲睿 王永金 Research progress and prospect of Fe−Mn−Al−C medium Mn steels SONG Ren-bo, HUO Wei-feng, ZHOU Nai-peng, LI Jia-jia, ZHANG Zhe-rui, WANG Yong-jin 引用本文: 宋仁伯, 霍巍丰, 周乃鹏, 李佳佳, 张哲睿, 王永金. FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景[J]. 工程科学学报, 2020, 42(7): 814-828. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002 SONG Ren-bo, HUO Wei-feng, ZHOU Nai-peng, LI Jia-jia, ZHANG Zhe-rui, WANG Yong-jin. Research progress and prospect of FeMnAlC medium Mn steels[J]. Chinese Journal of Engineering, 2020, 42(7): 814-828. doi: 10.13374/j.issn2095- 9389.2019.08.27.002 在线阅读 View online: https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 中锰钢的研究进展与前景 Research progress and prospect of medium manganese steel 工程科学学报. 2019, 41(5): 557 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.05.002 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 Recent progress and future research prospects on the plastic instability of medium-Mn steels: a review 工程科学学报. 2020, 42(1): 48 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.05.004 析出强化与孪晶强化在Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP钢退火过程中的作用机制 Mechanism of precipitation strengthing and twinning strengthing in annealing process of Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP steel 工程科学学报. 2017, 39(6): 854 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.06.006 两相区位错增殖对低碳贝氏体/铁素体复相钢组织和性能的影响 Effect of dislocation multiplication in intercritical region on microstructure and properties of low-carbon bainite/ferrite multiphase steel 工程科学学报. 2019, 41(3): 325 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.03.005 Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-22Si-2Fe-xMn alloys produced by inclined cooling 工程科学学报. 2017, 39(2): 222 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.02.009 含锡C-Mn钢中锡的析出相 Identification of Sn precipitates in C-Mn steel containing Sn 工程科学学报. 2017, 39(11): 1684 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.11.011

工程科学学报.第42卷.第7期：814-828.2020年7月 Chinese Journal of Engineering,Vol.42,No.7:814-828,July 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002;http://cje.ustb.edu.cn Fe-Mn-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯四，霍巍丰，周乃鹏，李佳佳，张哲睿，王永金 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:songrb@mater..ustb.edu.cn 摘要随着汽车保有量的提高，能源消耗和环境问题对汽车用钢提出了轻量化的要求.目前正在发展的第三代汽车用钢的 研究思路是将加入轻量元素以“轻”和增强增塑以“薄”相结合.F℃-M-A-C系中锰钢作为第三代汽车用钢的主要组成部 分，是当今的研究热点之一.本文总结了近些年国内外F©-Mn-A-C系中锰钢的研究文献，从生产成本、力学性能等方面介 绍了Fε-M-A-C系中锰钢的优势.从成分设计、工艺设计、组织特征、变形及断裂机制等多个方面出发，对文献进行分析， 总结出了合金成分、工艺路线和组织特征对性能的影响规律.阐述了奥氏体层错能及其稳定性对中锰钢变形机制，尤其是相 变诱导塑性(TRIP效应)的影响规律.最后对目前Fe-M-A-C系中锰钢研究过程中存在的争议问题进行了总结，展望了未 来的发展趋势，以期为中锰钢的后续研究和实际生产提供参考. 关键词Fe-Mn-AlC:中锰钢：强塑积：临界退火；TRIP效应；奥氏体稳定性 分类号TG142.71 Research progress and prospect of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels SONG Ren-bo,HUO Wei-feng.ZHOU Nai-peng,LI Jia-jia,ZHANG Zhe-rui,WANG Yong-jin School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:songrb@mater.ustb.edu.cn ABSTRACT As vehicle ownership increases,the trend lightweight design puts energy consumption and environmental concerns on automotive steel.The research concept of the third generation of automotive steel currently under development is to combine the addition of lightweight elements with "light"and improve plasticization with "thin".Some of the research hotspots are Fe-Mn-Al-C medium Mn steels as the main component of the third generation of automotive steel.This paper summarized the research literature of Fe-Mn-Al-C steels in recent years in different countries,and discussed the advantages of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels in terms of production cost and mechanical properties;the mechanical properties of that is not worse or even better than the second generation of advanced high-strength automotive steel such as TWIP steel can be obtained under the premise of cost savings.The literature was reviewed from the aspects of composition design,process design,microstructure characteristics,deformation and fracture mechanism, and the effect on the efficiency of chemical composition,process route,and microstructure on performance was summarized.It proposed a reasonable range of chemical elements especially Mn and Al,and compared the focus of the two different process routes(Intercritical annealing and quenching Tempering).The deformation mechanism of medium Mn steel,especially transformation-induced plasticity (TRIP)effect,and the stacking fault energy and austenite stability were identified,in particular,the factors affecting the austenite stability such as grains size,grain morphology and chemical elements were described,and the three-stage work hardening behavior that often occurs in Fe-Mn-Al-C steels was explained.Furthermore,the literature proposed suggestions on regulating the organization of Fe-Mn-Al-C steels by studying the fracture mechanism of materials.Typically the initiation of cleavage cracks is linked to the process of coarse 8-ferrite and K*phase.Finally,this paper summarized the controversial issues in Fe-Mn-Al-C medium Mn steels research and 收稿日期：2019-08-27 基金项目：中国博士后科学基金资助项目(2019M650482):教育部中央高校基金资助项目(FRF-TP.18-039A1,FRF-DRY-19-013)

Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯苣，霍巍丰，周乃鹏，李佳佳，张哲睿，王永金 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 苣通信作者，E-mail: songrb@mater.ustb.edu.cn 摘    要    随着汽车保有量的提高，能源消耗和环境问题对汽车用钢提出了轻量化的要求. 目前正在发展的第三代汽车用钢的 研究思路是将加入轻量元素以“轻”和增强增塑以“薄”相结合. Fe−Mn−Al−C 系中锰钢作为第三代汽车用钢的主要组成部 分，是当今的研究热点之一. 本文总结了近些年国内外 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究文献，从生产成本、力学性能等方面介 绍了 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的优势. 从成分设计、工艺设计、组织特征、变形及断裂机制等多个方面出发，对文献进行分析， 总结出了合金成分、工艺路线和组织特征对性能的影响规律. 阐述了奥氏体层错能及其稳定性对中锰钢变形机制，尤其是相 变诱导塑性（TRIP 效应）的影响规律. 最后对目前 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢研究过程中存在的争议问题进行了总结，展望了未 来的发展趋势，以期为中锰钢的后续研究和实际生产提供参考. 关键词    Fe–Mn–Al–C；中锰钢；强塑积；临界退火；TRIP 效应；奥氏体稳定性 分类号    TG142.71 Research progress and prospect of Fe−Mn−Al−C medium Mn steels SONG Ren-bo苣 ，HUO Wei-feng，ZHOU Nai-peng，LI Jia-jia，ZHANG Zhe-rui，WANG Yong-jin School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣 Corresponding author, E-mail: songrb@mater.ustb.edu.cn ABSTRACT    As vehicle ownership increases, the trend lightweight design puts energy consumption and environmental concerns on automotive steel. The research concept of the third generation of automotive steel currently under development is to combine the addition of lightweight elements with “light” and improve plasticization with “thin”. Some of the research hotspots are Fe−Mn−Al−C medium Mn steels as the main component of the third generation of automotive steel. This paper summarized the research literature of Fe−Mn−Al−C steels in recent years in different countries, and discussed the advantages of Fe−Mn−Al−C medium Mn steels in terms of production cost and mechanical properties; the mechanical properties of that is not worse or even better than the second generation of advanced high-strength automotive steel such as TWIP steel can be obtained under the premise of cost savings. The literature was reviewed from the aspects of composition design, process design, microstructure characteristics, deformation and fracture mechanism, and the effect on the efficiency of chemical composition, process route, and microstructure on performance was summarized. It proposed a reasonable range of chemical elements especially Mn and Al, and compared the focus of the two different process routes (Intercritical annealing and quenching + Tempering). The deformation mechanism of medium Mn steel, especially transformation-induced plasticity (TRIP) effect, and the stacking fault energy and austenite stability were identified, in particular, the factors affecting the austenite stability such as grains size, grain morphology and chemical elements were described, and the three-stage work hardening behavior that often occurs in Fe−Mn−Al−C steels was explained. Furthermore, the literature proposed suggestions on regulating the organization of Fe−Mn−Al−C steels by studying the fracture mechanism of materials. Typically the initiation of cleavage cracks is linked to the process of coarse δ-ferrite and κ* phase. Finally, this paper summarized the controversial issues in Fe−Mn−Al−C medium Mn steels research and 收稿日期: 2019−08−27 基金项目: 中国博士后科学基金资助项目（2019M650482）；教育部中央高校基金资助项目（FRF-TP-18-039A1，FRF-IDRY-19-013） 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期：814−828，2020 年 7 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 42, No. 7: 814−828, July 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002; http://cje.ustb.edu.cn

宋仁伯等：Fe-M-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 815 prospected the future development trend,to provide a reference for the follow-up research and actual production of medium Mn steels. KEY WORDS Fe-Mn-Al-C:medium Mn steel:product of strength and elongation:intercritical annealing:TRIP effect:austenite stability 随着社会的发展，居民汽车保有量不断增加， 韧化机制，获得不输于第二代汽车用钢的力学性 截至2018年底全国汽车保有量达2.4亿辆，机动 能.代表产品有中锰钢、淬火+配分钢(Q&P钢)、 车保有量更是达到了3.27亿辆，但同时也带来了 热成型钢(HP钢)等. 严重的能源消耗和环境污染问题.汽车行业的空 其中中锰钢作为最具潜力的新一代先进高强 前发展和人民生活对美好环境的需求相结合，对 汽车用钢.同时兼具高强度与高塑性，能够很好地 汽车用材料提出了轻量化的要求.根据研究表明， 满足汽车在轻量化与安全性方面的要求.中锰钢 汽车自重的降低与油耗的降低呈线性关系，汽车 的Mn质量分数在3%~12%之间（不同文献对于 自重每减少10%，燃油消耗就可以降低6%~8%， 中锰钢锰元素质量分数的下限略有区别，这里选 而每减少1L的燃油消耗，就会减少排放2.45kg 择最低值)，由于其合金元素含量较低，因而成本 的C02温室气体-)常用的轻质材料比如铝合 远低于第二代先进高强汽车用钢：其实现高强高 金、碳纤维等，不能满足汽车某些结构部分，如支 塑的原理为：热轧或冷轧板在临界退火过程中发 柱和保险钢的性能要求.据统计，钢铁材料占到汽 生奥氏体逆转变，形成亚微米级的奥氏体和铁素 车总质量的50%以上，所以，以钢铁材料为主体， 体的双相组织，利用中锰钢中亚稳奥氏体在变形 加入一定量轻量化合金元素以减轻材料密度，提 过程中发生TRIP或TWIP效应来提高钢的强度和 高材料的力学性能以减薄钢板厚度，成为了目前 塑性，强塑积目前可达70GPa%,性能接近甚至 汽车用材料“轻薄化”研究的主旋律 超过第二代先进高强汽车用钢. 先进高强度汽车用钢经过了多年的发展，目 而Fe-Mn-Al-C系中锰钢作为中锰钢中的一 前已经发展到了第三代.其中，第一代先进高强度 个系列，通过向钢中加入轻量化元素A1,以及常用 汽车用钢的代表产品有双相钢(DP)、复相钢 的固溶元素同时也是奥氏体稳定元素M,来扩大 (CP)、马氏体钢(MART)、低碳钢(Mild)、无间隙 奥氏体相区，进而在常温下获得大量具备一定稳 原子钢(F)和热成形钢(PHS)等.其组织以铁素体 定性的奥氏体，是目前研究的重点 为基体，奥氏体质量分数较低(15%以下)，强塑积 1Fe-Mn-A-C系中锰钢的成分设计思路 (PSE)在5~15GPa%.例如，DP钢的组织为铁素 体+马氏体，TRP钢的组织为铁素体+贝氏体+残 Fe-Mn-Al-C系中锰钢以Fe为基体元素，C为 余奥氏体(RA)).第二代先进高强度汽车用钢的 固溶元素，Mn和AI为主要的合金元素：有些情况 代表产品有孪晶诱导塑性钢(TWIP钢)、轻质诱发 还会向其中加入一些其他合金元素比如V、Nb、 塑性钢(L-IP钢)等.通过向钢中加入大量的合金 Ti、B、Si,涉及的元素种类多，性能对成分配比的 元素（主要元素为M),而在常温下获得大量稳定 敏感度大.下面是近年来针对Fe-Mn-Al-C系中 的奥氏体组织，在之后的变形过程中会因应变诱 锰钢主要成分元素对性能影响的研究分析. 导而产生对塑性有利的机械孪晶，因而获得较高 1.1Mn元素的作用研究 的应变硬化速率和优异的力学性能，强塑积可达 Mn作为一种奥氏体稳定元素，是Fe-Mn-Al-C 60GPa%,叫.但合金元素的大量加入提高了生产成 系中锰钢中最重要的合金元素.Mn的加入可以提 本，而且在后续的加工中会出现一系列工艺问题， 高奥氏体的含量和稳定性，同时扩大奥氏体相区， 如屈服强度低、易发生延迟开裂等 降低马氏体转变温度(M点)，以在常温下也可以 第三代先进高强度汽车用钢将前两代汽车用 获得相当数量的亚稳奥氏体组织，在后续的变形 钢的组织特点相结合，将具有高塑性的铁素体组 过程中发生马氏体转变或者形成变形孪晶，利用 织和高应变硬化效果的奥氏体组织相配合，充分 TRIP效应和TWIP效应来提高钢的塑性.第二代 利用细晶强化、固溶强化等强化手段和相变诱导 汽车用钢的设计思路就是向钢中加入大量的M 塑性(TRIP效应)、孪晶诱导塑性(TWIP效应)、微 元素，使其在常温下获得以奥氏体为基体甚至是 带诱导塑性(MBIP)、剪切带诱导塑性(SIP)等强 全奥氏体组织.Mn、AI在轧后的热处理过程中呈

prospected the future development trend, to provide a reference for the follow-up research and actual production of medium Mn steels. KEY WORDS    Fe–Mn–Al–C；medium Mn steel；product of strength and elongation；intercritical annealing；TRIP effect；austenite stability 随着社会的发展，居民汽车保有量不断增加， 截至 2018 年底全国汽车保有量达 2.4 亿辆，机动 车保有量更是达到了 3.27 亿辆，但同时也带来了 严重的能源消耗和环境污染问题. 汽车行业的空 前发展和人民生活对美好环境的需求相结合，对 汽车用材料提出了轻量化的要求. 根据研究表明， 汽车自重的降低与油耗的降低呈线性关系，汽车 自重每减少 10%，燃油消耗就可以降低 6%～8%， 而每减少 1 L 的燃油消耗，就会减少排放 2.45 kg 的 CO2 温室气体[1−2] . 常用的轻质材料比如铝合 金、碳纤维等，不能满足汽车某些结构部分，如支 柱和保险钢的性能要求. 据统计，钢铁材料占到汽 车总质量的 50% 以上. 所以，以钢铁材料为主体， 加入一定量轻量化合金元素以减轻材料密度，提 高材料的力学性能以减薄钢板厚度，成为了目前 汽车用材料“轻薄化”研究的主旋律. 先进高强度汽车用钢经过了多年的发展，目 前已经发展到了第三代. 其中，第一代先进高强度 汽车用钢的代表产品有双相钢 （ DP） 、复相钢 （CP）、马氏体钢（MART）、低碳钢（Mild）、无间隙 原子钢（IF）和热成形钢（PHS）等. 其组织以铁素体 为基体，奥氏体质量分数较低（15% 以下），强塑积 （PSE）在 5～15 GPa·%. 例如，DP 钢的组织为铁素 体+马氏体，TRIP 钢的组织为铁素体+贝氏体+残 余奥氏体（RA） [3] . 第二代先进高强度汽车用钢的 代表产品有孪晶诱导塑性钢（TWIP 钢）、轻质诱发 塑性钢（L–IP 钢）等. 通过向钢中加入大量的合金 元素（主要元素为 Mn），而在常温下获得大量稳定 的奥氏体组织，在之后的变形过程中会因应变诱 导而产生对塑性有利的机械孪晶，因而获得较高 的应变硬化速率和优异的力学性能，强塑积可达 60 GPa·% [1] . 但合金元素的大量加入提高了生产成 本，而且在后续的加工中会出现一系列工艺问题， 如屈服强度低、易发生延迟开裂等. 第三代先进高强度汽车用钢将前两代汽车用 钢的组织特点相结合，将具有高塑性的铁素体组 织和高应变硬化效果的奥氏体组织相配合，充分 利用细晶强化、固溶强化等强化手段和相变诱导 塑性（TRIP 效应）、孪晶诱导塑性（TWIP 效应）、微 带诱导塑性（MBIP）、剪切带诱导塑性（SIP）等强 韧化机制，获得不输于第二代汽车用钢的力学性 能. 代表产品有中锰钢、淬火+配分钢（Q&P 钢）、 热成型钢（HP 钢）等. 其中中锰钢作为最具潜力的新一代先进高强 汽车用钢，同时兼具高强度与高塑性，能够很好地 满足汽车在轻量化与安全性方面的要求. 中锰钢 的 Mn 质量分数在 3%～12% [4] 之间（不同文献对于 中锰钢锰元素质量分数的下限略有区别，这里选 择最低值），由于其合金元素含量较低，因而成本 远低于第二代先进高强汽车用钢；其实现高强高 塑的原理为：热轧或冷轧板在临界退火过程中发 生奥氏体逆转变，形成亚微米级的奥氏体和铁素 体的双相组织，利用中锰钢中亚稳奥氏体在变形 过程中发生 TRIP 或 TWIP 效应来提高钢的强度和 塑性，强塑积目前可达 70 GPa·% [5] ，性能接近甚至 超过第二代先进高强汽车用钢. 而 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢作为中锰钢中的一 个系列，通过向钢中加入轻量化元素 Al，以及常用 的固溶元素同时也是奥氏体稳定元素 Mn，来扩大 奥氏体相区，进而在常温下获得大量具备一定稳 定性的奥氏体，是目前研究的重点. 1    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的成分设计思路 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢以 Fe 为基体元素，C 为 固溶元素，Mn 和 Al 为主要的合金元素；有些情况 还会向其中加入一些其他合金元素比如 V、Nb、 Ti、B、Si，涉及的元素种类多，性能对成分配比的 敏感度大. 下面是近年来针对 Fe−Mn−Al−C 系中 锰钢主要成分元素对性能影响的研究分析. 1.1    Mn 元素的作用研究 Mn 作为一种奥氏体稳定元素，是 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢中最重要的合金元素. Mn 的加入可以提 高奥氏体的含量和稳定性，同时扩大奥氏体相区， 降低马氏体转变温度（Ms 点），以在常温下也可以 获得相当数量的亚稳奥氏体组织，在后续的变形 过程中发生马氏体转变或者形成变形孪晶，利用 TRIP 效应和 TWIP 效应来提高钢的塑性. 第二代 汽车用钢的设计思路就是向钢中加入大量的 Mn 元素，使其在常温下获得以奥氏体为基体甚至是 全奥氏体组织. Mn、Al 在轧后的热处理过程中呈 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 815 ·

816 工程科学学报，第42卷，第7期 现出了明显的元素配分趋势，以奥氏体+铁素体组 1400 100 180 Fe-11Mn-xAl-0.2C 织为例，Mn元素随着热处理工艺的进行会从铁素 UTS 90 70 1000 60 体配分至奥氏体，A1的配分方向则正好相反5-o TE 800 80 PSE 50 600 根据研究表明，单纯从Mn含量的角度出发， 70 40 除冷轧态的Fe-Mn-Al-C系中锰钢强度随Mn含 60 30 30 量的增加呈现上升的趋势以外，其余力学性能并 50 20 % 15 没有与其含量呈现出明显的关系叫，也就是说并 10 30 10 不是奥氏体含量越高、稳定性越好就会拥有更好 3 4 5 Al content in mass/ 的力学性能，这也是第二代汽车用钢的推广受限 的原因.本文也会在后续的章节中对组织的配比 图1Fe-11Mn-xA-0.2C中锰钢力学性能随Al含量的变化 Fig.I Mechanical properties of Fe-11Mn-xAl-0.2C steel with changes 和奥氏体稳定性进行进一步的阐述.此外，Mn的 of Al content 加入使钢水在凝固中容易发生偏析，从而形成带 状组织和应力分层2-4 TRIP效应效果的重要因素：稳定性过低，小变形便 12A1元素的作用研究 可使全部奥氏体发生马氏体转变，雅以将变形扩 A1作为一种轻量化元素，可以大幅降低材料 展至大变形以保证高塑性：而稳定性过高，变形到 的密度.根据粗略计算5-1刀，每12%（质量分数，后 很大变形甚至直至断裂奥氏体还没有转变，难以 文中无特殊说明含量均为质量分数)的A1加入可 发挥TRIP效应的作用.因此，Mn和Al的含量配 以使钢的密度降低17%，其中原子质量的减轻贡 比也应处在一个合适的值，以保证奥氏体拥有一 献7%，导致的晶格膨胀效果占10%.另外，A1作为 个合适的机械稳定性.如图2所示（数据来源于文 一种铁素体稳定元素，可以扩大铁素体区，稳定并 献[5,11,20-41])，在拥有50GPa%以上强塑积的 增加α-铁素体的含量.除此之外，A!对堆垛层错 高强韧Fe-Mn-AI-C钢的Mn/Al比基本上都位于 能（以下简称层错能，SFE)的作用效果会对材料的 1.5~3之间 强韧化机制产生影响& 而在力学性能方面，由于A1的加人可以提高 70 铁素体的含量，通过牺牲材料的强度来改善延伸 60 率，但A1的过量加入（质量分数约大于6%）会导 致奥氏体单相区的消失，并产生高温铁素体（δ铁 素体)202川，从而对强度产生不利的影响.如图1 所示，随着A!含量的增加，延伸率不断升高，抗拉 30 强度则逐渐降低，满足强度-塑性之间的制衡关 20 系.强塑积则随着A1含量的增加先升高后降低， 2 4 5 Mn/Al 当A1的质量分数为2%时，奥氏体稳定性处在一 图2Fe-Mn-A-C系中锰钢强塑积与Mn/Al的关系 个合适的水平；当A1的质量分数为4%时，因A1的 Fig.2 PSE vs Mn/Al of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels 增加导致了奥氏体稳定性的下降，使变形过程中 的马氏体转变发生过快，影响了TIP效应的延续 对于Mn含量较高的情况，A1的加入会使充 性，对塑性不利，导致了强塑积的降低；而随着 氢条件下的钢表面形成一层致密的A1O3膜来阻 A1的质量分数提高至6%，层错能的升高导致 止氢原子的进入，降低碳原子的扩散率2-均，抑制 TRIP和TWIP同时出现，强塑积因而回升，但 变形过程中发生密排六方马氏体相变，从而有 AI含量若继续提高，会在晶界处产生粗大的δ-铁 效地改善材料的抗氢脆性能，但同时高A1情况下 素体和κ碳化物，对材料的强韧性产生极为不利 产生的δ-铁素体也会导致解理断裂区的产生B 的效果 1.3C元素的作用研究 Mn的加入可以提高奥氏体的含量并增强其 C作为钢铁材料中最常见的固溶元素，其加入 稳定性，A1对奥氏体的作用则正好相反.在后文 带来的强化效果是最明显的，主要包括固溶强化， 中会提到TRIP效应是Fe-Mn-Al-C系中锰钢的 以及与其他元素共同产生的碳化物造成的细晶强 一个主要的强韧化机制，而奥氏体稳定性是影响 化等.Li等7最近的研究发现，在冷轧后进行淬

现出了明显的元素配分趋势，以奥氏体+铁素体组 织为例，Mn 元素随着热处理工艺的进行会从铁素 体配分至奥氏体，Al 的配分方向则正好相反[5−10] . 根据研究表明，单纯从 Mn 含量的角度出发， 除冷轧态的 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢强度随 Mn 含 量的增加呈现上升的趋势以外，其余力学性能并 没有与其含量呈现出明显的关系[11] ，也就是说并 不是奥氏体含量越高、稳定性越好就会拥有更好 的力学性能，这也是第二代汽车用钢的推广受限 的原因. 本文也会在后续的章节中对组织的配比 和奥氏体稳定性进行进一步的阐述. 此外，Mn 的 加入使钢水在凝固中容易发生偏析，从而形成带 状组织和应力分层[12−14] . 1.2    Al 元素的作用研究 Al 作为一种轻量化元素，可以大幅降低材料 的密度. 根据粗略计算[15−17] ，每 12%（质量分数，后 文中无特殊说明含量均为质量分数）的 Al 加入可 以使钢的密度降低 17%，其中原子质量的减轻贡 献 7%，导致的晶格膨胀效果占 10%. 另外，Al 作为 一种铁素体稳定元素，可以扩大铁素体区，稳定并 增加 α-铁素体的含量. 除此之外，Al 对堆垛层错 能（以下简称层错能，SFE）的作用效果会对材料的 强韧化机制产生影响[18−19] . 而在力学性能方面，由于 Al 的加入可以提高 铁素体的含量，通过牺牲材料的强度来改善延伸 率 ，但 Al 的过量加入（质量分数约大于 6%）会导 致奥氏体单相区的消失，并产生高温铁素体（δ-铁 素体）[20−21] ，从而对强度产生不利的影响. 如图 1 所示，随着 Al 含量的增加，延伸率不断升高，抗拉 强度则逐渐降低，满足强度–塑性之间的制衡关 系. 强塑积则随着 Al 含量的增加先升高后降低， 当 Al 的质量分数为 2% 时，奥氏体稳定性处在一 个合适的水平；当 Al 的质量分数为 4%时，因 Al 的 增加导致了奥氏体稳定性的下降，使变形过程中 的马氏体转变发生过快，影响了 TRIP 效应的延续 性，对塑性不利，导致了强塑积的降低；而随着 Al 的质量分数提高 至 6%，层错能的升高导 致 TRIP 和 TWIP 同时出现 ，强塑积因而回升 . 但 Al 含量若继续提高，会在晶界处产生粗大的 δ-铁 素体和 κ-碳化物，对材料的强韧性产生极为不利 的效果. Mn 的加入可以提高奥氏体的含量并增强其 稳定性，Al 对奥氏体的作用则正好相反. 在后文 中会提到 TRIP 效应是 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的 一个主要的强韧化机制，而奥氏体稳定性是影响 TRIP 效应效果的重要因素：稳定性过低，小变形便 可使全部奥氏体发生马氏体转变，难以将变形扩 展至大变形以保证高塑性；而稳定性过高，变形到 很大变形甚至直至断裂奥氏体还没有转变，难以 发挥 TRIP 效应的作用. 因此，Mn 和 Al 的含量配 比也应处在一个合适的值，以保证奥氏体拥有一 个合适的机械稳定性. 如图 2 所示（数据来源于文 献 [5,11,20−41]），在拥有 50 GPa·% 以上强塑积的 高强韧 Fe−Mn−Al−C 钢的 Mn/Al 比基本上都位于 1.5～3 之间. 对于 Mn 含量较高的情况，Al 的加入会使充 氢条件下的钢表面形成一层致密的 Al2O3 膜来阻 止氢原子的进入，降低碳原子的扩散率[42−45] ，抑制 变形过程中发生密排六方马氏体相变[46] ，从而有 效地改善材料的抗氢脆性能，但同时高 Al 情况下 产生的 δ-铁素体也会导致解理断裂区的产生[39] . 1.3    C 元素的作用研究 C 作为钢铁材料中最常见的固溶元素，其加入 带来的强化效果是最明显的，主要包括固溶强化， 以及与其他元素共同产生的碳化物造成的细晶强 化等. Li 等[47] 最近的研究发现，在冷轧后进行淬 1400 1200 1000 800 600 40 30 20 10 0 100 90 80 70 60 50 40 60 50 40 30 80 70 30 15 10 2 3 4 Al content in mass/% Total elongation/ % 5 6 Ultimate tensile strength/MPa PSE/(GPa· %) UTS PSE TE Fe−11Mn−xAl−0.2C 图 1 Fe–11Mn–xAl–0.2C 中锰钢力学性能随 Al 含量的变化 Fig.1 Mechanical properties of Fe–11Mn–xAl–0.2C steel with changes of Al content 70 60 50 40 30 20 1 3 4 Mn/Al 5 6 7 PSE/(GPa· %) 2 图 2 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢强塑积与 Mn/Al 的关系 Fig.2 PSE vs Mn/Al of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels · 816 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期

宋仁伯等：Fe-M-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 817 火+回火工艺的样品出现了大量纳米级别的碳化 之外，Si可以促进A12O3膜的形成来提高抗氢脆 物析出，在拥有相当塑性（延伸率为30.2%）的同 性、降低熔点(Si的质量分数每提高1%，熔点就降 时，使样品抗拉强度达到了1.5GPa.同时，C和 低30℃)、促进K-碳化物的产生9例，通过形成SiO2 Mn一样同为奥氏体稳定元素，可以降低M,(C的 来提高抗氧化性，但在铁素体为基体的钢中会产 质量分数每提高1%，M,就降低423℃)，从而得到 生(Fe,Mn)s(Si,AI)C,对塑性不利soB可以提高金 更高体积的残余奥氏体.M的计算公式如式(1) 属的淬透性，同时防止M在晶界的偏析s此 所示： 外，Ti和Mo的加入可以析出纳米级(Ti,Mo)C沉 Ms=539-423wC-30.4wMm+30wA1 (1) 淀相使晶粒细化，并提高屈服强度5 式中，M为马氏体转变温度，℃；we、wMn、wA1分别 2Fe-Mn-A-C系中锰钢的工艺设计思路 为C、Mn、Al的质量分数.但C的过多加入会恶 化材料的焊接性能，容易在铸造过程中形成严重 除成分设计之外，工艺设计也会对钢的组织 的偏析从而形成渗碳体，在后续的加工工艺中也 产生明显的影响.对于Fe-Mn-AlC系中锰钢，目 会形成粗大的碳化物从而对性能不利.C的质量 前最常见的工艺是在热轧和冷轧后，进行临界退 分数一般控制在0.2%~0.6%之间.若要获得高强 火(IA)或者淬火+回火(Q&T)的热处理工序，具体 塑积，C的质量分数则一般控制在02%~0.4%之 的工艺流程如图3所示 间5，，21,23,31,35-36,40 临界退火，又称为两相区退火或奥氏体逆相 1.4其他元素的作用研究 变退火（与奥氏体正相变退火相对应，正相变指的 除了Mn、Al、C三种主要元素外，Fe-Mn-A-C系 是组织从高温冷却到两相区发生α-铁素体→奥氏 中锰钢有时还会加入V、Nb、Ti、Si、B等一些其 体的过程，而逆相变指的是淬火后的组织重新加 他元素.V、Nb、Ti的加入会在钢中析出纳米尺度 热到两相区发生α'马氏体→奥氏体的过程)，指 的碳化物从而产生第二相强化的效果，细化晶粒， 的是将轧后样品重新加热到奥氏体与α-铁素体的 在保证相当塑性的同时，提高钢的强度，还可以起 两相区保温一段时间，之后空冷到室温，以在常温 到抑制氢脆的效果26-27,48.He等B7以及Xu等 下得到较多的奥氏体组织，从而获得奥氏体+-铁 对Fe-10Mn-2A1-xC-yV中锰钢在温轧+临界退 素体的两相组织.因为合金元素的加入提高了钢 火+冷轧+回火工艺条件下力学性能随V含量的变 的淬透性，有时也会在临界退火之后得到少量的 化进行了研究，表明0.47C-0.7V样品相较于 马氏体组织，即奥氏体+α-铁素体+马氏体的三相 0.2C-0V样品抗拉强度大幅提高，延伸率则相应 组织，奥氏体作为软相提供塑性，马氏体作为硬相 降低（抗拉强度从1333MPa提高至2210MPa,延 提供强度，铁素体作为协调相.图3(a)表示出了常 伸率从33%下降至16%).Si的作用和A1类似.均 见的临界退火工艺路径，路径1表示热轧后进行 是铁素体稳定元素，可以提高碳化物的形核温度 临界退火(HR+HA),路径2表示冷轧后进行临界退 从而抑制碳化物的产生，所以若在成分设计时选 火(CR+IA),有时会在冷轧与热轧之间再进行一次 择加入V、Nb、Ti等元素希望利用纳米碳化物来 临界退火，改善材料塑性以便于冷轧，如路径3所 第二相强化时，就应该控制A!和Si的含量.除此 示.通常我们会研究退火温度以及退火时间对材 (a) A (b) 200Cx2 200℃x21 Ac3 Ac3 (60000x(120m Ac Ae1 200400)℃10-30)mim A A量cooling Cold rolling 45 Time/min Time/min 图3Fe-Mn-A-C系中锰钢两种典型热处理工艺.(a)临界退火工艺图1，，网：(b)淬火+回火工艺图27 Fig.3 Typical heating treatments processes of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels:(a)IA(b)Q(A-austenite,F-ferrite,M-martensite, 0-cementite)

火+回火工艺的样品出现了大量纳米级别的碳化 物析出，在拥有相当塑性（延伸率为 30.2%）的同 时，使样品抗拉强度达到了 1.5 GPa. 同时，C 和 Mn 一样同为奥氏体稳定元素，可以降低 Ms（C 的 质量分数每提高 1%，Ms 就降低 423 ℃），从而得到 更高体积的残余奥氏体. Ms 的计算公式如式（1） 所示： Ms = 539−423wC −30.4wMn +30wAl （1） 式中，Ms 为马氏体转变温度，℃；wc、wMn、wAl 分别 为 C、Mn、Al 的质量分数. 但 C 的过多加入会恶 化材料的焊接性能，容易在铸造过程中形成严重 的偏析从而形成渗碳体，在后续的加工工艺中也 会形成粗大的碳化物从而对性能不利. C 的质量 分数一般控制在 0.2%～0.6% 之间，若要获得高强 塑积，C 的质量分数则一般控制在 0.2%～0.4% 之 间[5,11,21,23,31,35−36,40] . 1.4    其他元素的作用研究 除了Mn、Al、C 三种主要元素外，Fe−Mn−Al−C 系 中锰钢有时还会加入 V、Nb、Ti、Si、B 等一些其 他元素. V、Nb、Ti 的加入会在钢中析出纳米尺度 的碳化物从而产生第二相强化的效果，细化晶粒， 在保证相当塑性的同时，提高钢的强度，还可以起 到抑制氢脆的效果[26−27,48] . He 等[37] 以及 Xu 等[11] 对 Fe–10Mn–2Al–xC–yV 中锰钢在温轧+临界退 火+冷轧+回火工艺条件下力学性能随 V 含量的变 化 进 行 了 研 究 ， 表 明 0.47C –0.7V 样 品 相 较 于 0.2C–0V 样品抗拉强度大幅提高，延伸率则相应 降低（抗拉强度从 1333 MPa 提高至 2210 MPa，延 伸率从 33% 下降至 16%）. Si 的作用和 Al 类似，均 是铁素体稳定元素，可以提高碳化物的形核温度 从而抑制碳化物的产生，所以若在成分设计时选 择加入 V、Nb、Ti 等元素希望利用纳米碳化物来 第二相强化时，就应该控制 Al 和 Si 的含量. 除此 之外，Si 可以促进 Al2O3 膜的形成来提高抗氢脆 性、降低熔点（Si 的质量分数每提高 1%，熔点就降 低 30 ℃）、促进 κ-碳化物的产生[49] ，通过形成 SiO2 来提高抗氧化性，但在铁素体为基体的钢中会产 生 (Fe,Mn)5 (Si,Al)C，对塑性不利[50] . B 可以提高金 属的淬透性，同时防止 Mn 在晶界的偏析[51] . 此 外 ，Ti 和 Mo 的加入可以析出纳米级 (Ti,Mo)C 沉 淀相使晶粒细化，并提高屈服强度[52] . 2    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的工艺设计思路 除成分设计之外，工艺设计也会对钢的组织 产生明显的影响. 对于 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢，目 前最常见的工艺是在热轧和冷轧后，进行临界退 火（IA）或者淬火+回火（Q&T）的热处理工序，具体 的工艺流程如图 3 所示. 临界退火，又称为两相区退火或奥氏体逆相 变退火（与奥氏体正相变退火相对应，正相变指的 是组织从高温冷却到两相区发生 α-铁素体→奥氏 体的过程，而逆相变指的是淬火后的组织重新加 热到两相区发生 α’-马氏体→奥氏体的过程），指 的是将轧后样品重新加热到奥氏体与 α-铁素体的 两相区保温一段时间，之后空冷到室温，以在常温 下得到较多的奥氏体组织，从而获得奥氏体+α-铁 素体的两相组织. 因为合金元素的加入提高了钢 的淬透性，有时也会在临界退火之后得到少量的 马氏体组织，即奥氏体+α-铁素体+马氏体的三相 组织，奥氏体作为软相提供塑性，马氏体作为硬相 提供强度，铁素体作为协调相. 图 3（a）表示出了常 见的临界退火工艺路径，路径 1 表示热轧后进行 临界退火（HR+IA），路径 2 表示冷轧后进行临界退 火（CR+IA），有时会在冷轧与热轧之间再进行一次 临界退火，改善材料塑性以便于冷轧，如路径 3 所 示. 通常我们会研究退火温度以及退火时间对材 Temperature/ ℃ A 1200 ℃×2 h (600～800) ℃×(1～720) min (a) Waler cooling Air cooling Air cooling A A F AM F F M AM F F Time/min Cold rolling Cold rolling 1 2 3 Ac3 Ac1 Austenitization Hot rolling Temperature/ ℃ A 1200 ℃×2 h (200～400) ℃×(10～30) min (b) Waler cooling Waler cooling Air cooling A F M M A F Time/min Cold rolling 4 5 θ Ac3 Ac1 Austenitization Hot rolling 图 3 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢两种典型热处理工艺. （a）临界退火工艺图[21,36,40] ；（b）淬火+回火工艺图[20,47] Fig.3 Typical heating treatments processes of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels: (a) IA[21,36,40] ; (b) Q&T[20,47] (A—austenite, F—ferrite, M—martensite, θ—cementite) 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 817 ·

818 工程科学学报，第42卷，第7期 料微观组织的影响，随着退火温度的提高，会使奥 的材料延伸率和强塑积进行分析，1,20（如 氏体晶粒逐渐变大，形态由片层状转变为等轴状， 图4(a)所示)，材料的强塑积与延伸率表现出了明 奥氏体含量增加但稳定性降低，奥氏体含量的增 显的正相关关系，所以要提高Fe-Mn-Al-C系中 加促进了TIP效应，但稳定性的过分降低会导致 锰钢的强韧性，充分研究其增塑机制尤为重要.而 塑性的恶化问退火时间对组织的影响与退火温度 临界退火工艺的样品在高强韧性方面（图中黄色 相似，随着时间的延长，CMn从铁素体向奥氏体 区域)相较于淬火+回火工艺更占优势.但有些场 配分，出现CMn的富集区，导致各区域奥氏体稳 合对材料的使用要求更偏重于强度，可以利用 定性不同，从而发生奥氏体的非连续转变，改善了 Q&T工艺牺牲过高的延伸率换取更高的强度.如 TRIP效应的延续性，39- 图4(b)所示7，对于Fe-8Mn-3A1-0.5C中锰钢， 除临界退火之外，轧后进行淬火+回火的工艺 Q&T处理后的样品虽强塑积不及IA处理的样品 也十分常见，指的是轧后样品加热到两相区保温 (45.7GPa%相较于61.4GPa%),但在保证足够塑 一段时间后水冷到室温，再加热到200~400℃回 性（延伸率为30.1%）的基础上抗拉强度达到1.5GPa 火后空冷至室温.图3(b)表示常见的淬火+回火工 以上 艺路径，路径4表示热轧后进行淬火+回火工艺 对于一些需要二次加工的部件，会要求材料 (HR+Q&T),路径5表示冷轧后进行淬火+回火工 有较低的屈强比（屈服强度与抗拉强度的比值， 艺(CR+Q&T).在水冷过程中，奥氏体组织会有一 YR),即材料较容易发生塑性变形进行二次加工， 部分转变为马氏体，而过多的马氏体会严重降低 但不容易失效断裂.根据图4(b),Q&T工艺相较 材料的塑性，同时较低的奥氏体稳定性使TRIP效 于IA有更低的屈强比(0.6相较于0.84).而根据 应过快发生，回火过程会在回火马氏体中析出细 图55，，20川，文献中样品的屈强比与屈服强度呈 小的碳化物，并使C、Mn元素在奥氏体中富集，提 现出一定的正相关趋势，对于屈强比较高（大于 高奥氏体的稳定性，改善TIP效应的延续性，大 0.8)的样品，冷轧（黑色标识）样品的比例要大于 大改善材料的性能.Lee等s研究了回火温度对 热轧样品（红色标识）.所以热轧后进行淬火+回火 Fe-8.8Mn-5.1Al-0.31C组织和性能的影响，100℃ 工艺的样品可以实现更低的屈强比.有关于屈强 回火100min后在回火马氏体上析出细小的渗碳 比更详细的研究可以从弹性模量和加工硬化行为 体，性能达到最佳（抗拉强度为1.56GPa,延伸率 人手 为16.8%)：而随着回火温度的提高，析出物尺寸逐 3Fe-Mn-A-C系中锰钢的微观组织及演 渐增大，回火温度达到300℃时，析出物从渗碳体 变规律 转变为粗大的κ碳化物，性能有所下降（抗拉强度 为1.09GPa,延伸率为17%). Fe-Mn-Al-C系钢的微观组织主要以奥氏 将近几年有关于Fe-M-Al-C系中锰钢研究 体+铁素体为基体，对于锰含量比较高的情况，会 1600 a)▲RA (b) ▲CR+LA 1400 -IA 60 跟地r 1200 -Q&T CR+Q&T 1000 s 800 600 Specimen UTS/MPa YS/MPa TE/YR PSENGPa-) 400 QT300 1519.7921.7 0.1 0.6 457 30 1A700 1090.1 9178 56.30.84 614 200 20 0 0 10 2030405060 70 80 0.1 0.20.30.40.5 0.6 Total elongation/% Engineering strain UTS-ultimate tensile strength;YS-yield strength;TE-total elongation:YR-yield ratio;PSE-product of strength and elongation 图4Fe-Mn-Al-C系中锰钢力学性能与工艺的关系.(a)中锰钢在不同工艺下的强塑积和延伸率分布：(b)Fe-8Mn-3A-0.5C两种工艺样品的工 程应力应变曲线切 Fig4 Relations between mechanical properties and processes of Fe-Mn-AL-C medium Mn steels:(a)PSE and TE distribution of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels in different processes,(b)engineering stress-strain curves oftwo different processes in Fe-8Mn-3Al-0.5C

料微观组织的影响，随着退火温度的提高，会使奥 氏体晶粒逐渐变大，形态由片层状转变为等轴状， 奥氏体含量增加但稳定性降低，奥氏体含量的增 加促进了 TRIP 效应，但稳定性的过分降低会导致 塑性的恶化[5] . 退火时间对组织的影响与退火温度 相似，随着时间的延长，C/Mn 从铁素体向奥氏体 配分，出现 C/Mn 的富集区，导致各区域奥氏体稳 定性不同，从而发生奥氏体的非连续转变，改善了 TRIP 效应的延续性[5,39−41] . 除临界退火之外，轧后进行淬火+回火的工艺 也十分常见，指的是轧后样品加热到两相区保温 一段时间后水冷到室温，再加热到 200～400 ℃ 回 火后空冷至室温. 图 3（b）表示常见的淬火+回火工 艺路径，路径 4 表示热轧后进行淬火+回火工艺 （HR+Q&T），路径 5 表示冷轧后进行淬火+回火工 艺（CR+Q&T）. 在水冷过程中，奥氏体组织会有一 部分转变为马氏体，而过多的马氏体会严重降低 材料的塑性，同时较低的奥氏体稳定性使 TRIP 效 应过快发生，回火过程会在回火马氏体中析出细 小的碳化物，并使 C、Mn 元素在奥氏体中富集，提 高奥氏体的稳定性，改善 TRIP 效应的延续性，大 大改善材料的性能. Lee 等[53] 研究了回火温度对 Fe–8.8Mn–5.1Al–0.31C 组织和性能的影响，100 ℃ 回火 100 min 后在回火马氏体上析出细小的渗碳 体，性能达到最佳（抗拉强度为 1.56 GPa，延伸率 为 16.8%）；而随着回火温度的提高，析出物尺寸逐 渐增大，回火温度达到 300 ℃ 时，析出物从渗碳体 转变为粗大的 κ-碳化物，性能有所下降（抗拉强度 为 1.09 GPa，延伸率为 17%）. 将近几年有关于 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢研究 的 材 料 延 伸 率 和 强 塑 积 进 行 分 析 [5,11,20−41] （ 如 图 4（a）所示），材料的强塑积与延伸率表现出了明 显的正相关关系，所以要提高 Fe−Mn−Al−C 系中 锰钢的强韧性，充分研究其增塑机制尤为重要. 而 临界退火工艺的样品在高强韧性方面（图中黄色 区域）相较于淬火+回火工艺更占优势. 但有些场 合对材料的使用要求更偏重于强度 ，可以利用 Q&T 工艺牺牲过高的延伸率换取更高的强度. 如 图 4（b）所示[47] ，对于 Fe–8Mn–3Al–0.5C 中锰钢， Q&T 处理后的样品虽强塑积不及 IA 处理的样品 （45.7 GPa·% 相较于 61.4 GPa·%），但在保证足够塑 性（延伸率为 30.1%）的基础上抗拉强度达到 1.5 GPa 以上. 对于一些需要二次加工的部件，会要求材料 有较低的屈强比（屈服强度与抗拉强度的比值， YR），即材料较容易发生塑性变形进行二次加工， 但不容易失效断裂. 根据图 4（b），Q&T 工艺相较 于 IA 有更低的屈强比（0.6 相较于 0.84）. 而根据 图 5 [5,11,20−41] ，文献中样品的屈强比与屈服强度呈 现出一定的正相关趋势，对于屈强比较高（大于 0.8）的样品，冷轧（黑色标识）样品的比例要大于 热轧样品（红色标识）. 所以热轧后进行淬火+回火 工艺的样品可以实现更低的屈强比. 有关于屈强 比更详细的研究可以从弹性模量和加工硬化行为 入手. 3    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的微观组织及演 变规律 Fe−Mn−Al−C 系钢的微观组织主要以奥氏 体+铁素体为基体，对于锰含量比较高的情况，会 70 60 50 40 30 20 0 30 40 10 Total elongation/% 50 70 PSE/(GPa· %) 20 60 80 HR+IA (a) CR+IA WR+IA HR+Q&T CR+Q&T 1200 1600 800 600 400 200 0 0 0.1 Engineering strain 0.2 0.4 Engineering stress/MPa 1400 1000 0.3 0.5 0.6 (b) IA Q&T Specimen UTS/MPa YS/MPa TE/% YR PSE/(GPa·%) QT300 1519.7 921.7 30.1 0.6 45.7 IA700 1090.1 917.8 56.3 0.84 61.4 UTS—ultimate tensile strength；YS—yield strength；TE—total elongation；YR—yield ratio；PSE—product of strength and elongation 图 4 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢力学性能与工艺的关系. （a）中锰钢在不同工艺下的强塑积和延伸率分布；（b）Fe–8Mn–3Al–0.5C 两种工艺样品的工 程应力应变曲线[47] Fig.4 Relations between mechanical properties and processes of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels: (a) PSE and TE distribution of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels in different processes; (b) engineering stress–strain curves of two different processes in Fe–8Mn–3Al–0.5C[47] · 818 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期

宋仁伯等：Fe-M-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 819 1.0 主要表现为两种形态：板条状和等轴状（如图6(a) 0.9 所示).Li在Fe-6Mn-2Al-0.4C热轧后临界退 火的样品中发现了两种形态的奥氏体，两种形态 的奥氏体在机械稳定性上存在着差异，板条状要 0.6 ▲HR+HA 高于等轴状.在变形时，等轴状奥氏体先发生马氏 0.5 ▲CR+HA 0.4 ▲WR+HA 体相变，板条状的奥氏体在相变前需要旋转到合 ●HRQ&T 0.3 ●CR+Q&T 适的取向再发生相变，稳定性的差异造成了TP 0.2 效应良好的延续性，强塑积达到了70GPa%. 400500600700800900100011001200 Yeild strength/MPa 根据工艺的不同，在某些情况下会产生马氏 图5Fe-Mn-A-C系中锰钢屈强比与屈服强度的关系 体马氏体的产生主要有两种途径，一种是因为奥 Fig.5 YR vs YS of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels 氏体的热稳定性问题，在快速冷却的过程，奥氏体 出现基体为全奥氏体的情况，Fe-Mn-A-C系中锰 中的C原子来不及扩散而从M点开始转变为马 钢的基体组织大多为奥氏体+-铁素体.组织类型 氏体.因为合金元素的添加提高了淬透性，所以轧 如表1所示 后淬火无后续热处理工艺的材料组织均会含有马 奥氏体和铁素体在Fe-Mn-Al-C系中锰钢中 氏体组织，对于临界退火工艺的样品，如果退火时 表1不同组织类型Fe-Mn-A-C中锰钢的化学成分和力学性能时 Table 1 Chemical compositions and tensile properties of various Fe-Mn-Al-C medium Mn steels by their microstructure Mechanical properties Microstructure Main chemical composition Yield strength/ Tensile strength/ Total elongation/ References MPa MPa % a-ferrite (K-carbide) Fe-3.5Mn-5.8A-0.3C 532 722 23.2 [54-601 a-ferrite austenite (+k-carbide) Fe-9Mn-5Al-0.3C 502 734 1 [61-68 a-ferrite +8-ferrite austenite Fe-8.1Mn-5.3Al-0.23C 561 949 54 [20-21,39 martensite(+k-carbide) 41,69-71] (b) -F 8-F 图6几种典型的Fe-Mn-Al-C系中锰钢组织.(a)Fe-6Mn-2Al-0.4C在750℃临界退火20min的SEM组织I闯：(b)Fe-8Mn-6Al-0.2C在 1000℃固溶处理2h的SEM组织4：(c)Fe10Mn-10A-0.7C在850℃退火1h的SEM组织9 Fig.6 Typical microstructures of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels:(a)SEM microstructure of Fe-6Mn-2A1-0.4C annealed at 750 C for 20 min!s1,(b) SEM microstructure of Fe-8Mn-6Al-0.2C after solution treatment at 1000 C for 2h (e)SEM microstructure of Fe-10Mn-10Al-0.7C annealed at 850℃for1h例

出现基体为全奥氏体的情况，Fe−Mn−Al−C 系中锰 钢的基体组织大多为奥氏体+α-铁素体. 组织类型 如表 1 所示. 奥氏体和铁素体在 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢中 主要表现为两种形态：板条状和等轴状（如图 6（a） 所示）. Li[5] 在 Fe–6Mn–2Al–0.4C 热轧后临界退 火的样品中发现了两种形态的奥氏体，两种形态 的奥氏体在机械稳定性上存在着差异，板条状要 高于等轴状. 在变形时，等轴状奥氏体先发生马氏 体相变，板条状的奥氏体在相变前需要旋转到合 适的取向再发生相变，稳定性的差异造成了 TRIP 效应良好的延续性，强塑积达到了 70 GPa·%. 根据工艺的不同，在某些情况下会产生马氏 体. 马氏体的产生主要有两种途径，一种是因为奥 氏体的热稳定性问题，在快速冷却的过程，奥氏体 中的 C 原子来不及扩散而从 Ms 点开始转变为马 氏体. 因为合金元素的添加提高了淬透性，所以轧 后淬火无后续热处理工艺的材料组织均会含有马 氏体组织，对于临界退火工艺的样品，如果退火时 表 1 不同组织类型 Fe–Mn–Al–C 中锰钢的化学成分和力学性能[53] Table 1 Chemical compositions and tensile properties of various Fe–Mn–Al–C medium Mn steels by their microstructure[53] Microstructure Main chemical composition Mechanical properties References Yield strength/ MPa Tensile strength/ MPa Total elongation/ % α-ferrite (+ κ-carbide) Fe–3.5Mn–5.8Al–0.3C 532 722 23.2 [54–60] α-ferrite + austenite (+κ-carbide) Fe–9Mn–5Al–0.3C 502 734 77 [61–68] α-ferrite + δ-ferrite + austenite + martensite（+κ-carbide） Fe–8.1Mn–5.3Al–0.23C 561 949 54 [20–21,39, 41,69–71] 0.9 1.0 0.7 0.5 0.4 0.3 0.2 400 600 700 Yeild strength/MPa 800 1000 Yeild ratio 0.8 0.6 500 900 1100 1200 HR+IA CR+IA WR+IA HR+Q&T CR+Q&T 图 5 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢屈强比与屈服强度的关系 Fig.5 YR vs YS of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels (a) (b) (c) 850 ℃, 1 h 20 μm αE+γE αP+γP γ κ A M δ−F α−F α 图 6 几种典型的 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢组织. （a）Fe–6Mn–2Al–0.4C 在 750 ℃ 临界退火 20 min 的 SEM 组织[5] ；（b）Fe–8Mn–6Al–0.2C 在 1000 ℃ 固溶处理 2 h 的 SEM 组织[41] ；（c）Fe–10Mn–10Al–0.7C 在 850 ℃ 退火 1 h 的 SEM 组织[9] Fig.6 Typical microstructures of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels: (a) SEM microstructure of Fe–6Mn–2Al–0.4C annealed at 750 ℃ for 20 min[5] ; (b) SEM microstructure of Fe–8Mn–6Al–0.2C after solution treatment at 1000 ℃ for 2 h[41] ; (c) SEM microstructure of Fe–10Mn–10Al–0.7C annealed at 850 ℃ for 1 h[9] 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 819 ·

820 工程科学学报，第42卷，第7期 间足够长，组织会在此温度全部转为奥氏体+-铁 I RD 素体，退火结束后的空冷过程冷速较慢，一般不会 ND 产生马氏体.而针对淬火+回火工艺的材料，淬火 后产生的马氏体在回火过程后成为回火马氏体组 织.第二种马氏体产生的途径是因为奥氏体的机 械稳定性问题，在受到变形时发生TRP效应，转 变为马氏体.因为Fe-Mn-Al-C系中锰钢的强韧 化机制主要以TIP效应为主，所以变形后的组织 都会产生一定量的马氏体，具体的转变量与TRIP 10m 效应的进行程度有关 RD-rolling direction:ND-normal direction 对于A1的质量分数大于5%，且采用淬火+回 图71000℃固溶处理1h后SEM组织中带状8-铁素体品粒的破 火工艺的钢，如图6(b)所示，组织会存在一部分的 碎和离散模型网 高温铁素体（δ-铁素体）.与从奥氏体中析出的- Fig.7 Stuck and separation model for banded-structure 8-ferrite grains 铁素体不同，δ-铁素体源自于液态的凝固四，其元 in SEM micrograph after solution treatment at 1000 C for 1 h 素组成与配分均和α-铁素体不同B的，但均是 钙钛矿晶体结构，理想化学计量式为(Fe,Mn)3 BCC结构.δ-铁素体的硬度要低于奥氏体和α-铁 A1C3-两一般来讲，A1和C会促进K-碳化物的析 素体，在受到应变的时候会优先变形.对于轧后产 出，Mn则会抑制s-而可使用公式(2)推测是否有 生的细小δ铁素体，退火过程会在其附近产生尺 K-碳化物产生： 寸较小的奥氏体，在变形过程中发生TWIP效应， 0.0098wA1+0.208wc=1-0.0054wMa (2) 配合以尺寸较大奥氏体中主要发生的TIP效应， 式中，Min、wA、wc分别为Mn、Al、C元素的质量 对材料的性能产生积极效果此外，Zhang等图 分数.当等式左侧大于右侧时，会有K-碳化物析 的研究发现板条状δ铁素体在固溶过程中沿 出，以10Mn-0.4C为例，析出K-碳化物的临界 ND(轧制面的法向)方向的尺寸增大速率不及奥 A1质量分数约为8.8%.按照所处位置和晶粒形态 氏体，如图7所示，造成了8铁素体的破碎和离散 可以将K碳化物分为两大类，奥氏体晶内细小的 分布，从而产生细晶强化的效果.但δ-铁素体的尺 K'-碳化物可以显著提高屈服强度，晶界粗大的k* 寸难以控制，当产生粗大的板条状δ-铁素体时会 碳化物对塑形有害，研究表明，当A1的质量分数 对材料性能产生不利影响，Zhou等B9在Q&T处 高于5.5%，C的质量分数高于0.7%时有晶间k* 理后的Fe-8Mn-8Al-O.8C的断口中发现了韧窝 碳化物产生；当A1的质量分数高于6.2%，C的质 (韧性断裂)和河流花样（解理断裂）结合的形貌， 量分数高于1%时有晶内K'碳化物产生阿根据 将韧性断裂归因于细晶区（奥氏体+马氏体），解理 图8(a)和图8(b)所示，K-碳化物的溶线会随着 断裂归因于粗大的8铁素体 Mn含量的升高而减低，随着AI含量的升高而升 此外，当A1质量分数大于5%时，会析出一种 高，与上述A1促进而Mn抑制其产生相符.而随着 新相四，K-碳化物（如图6(c)所示）.k-碳化物拥有 冷却过程的进行，均会先析出对性能不利的晶间 900 900 (a) (b) 850 850 800 800 0 0 Y+k* :750 y+k* 8 台650 600 0 Y+K*+K 600 y+k*+K 550 550 500 500 7 9 23 24252627282930 Al content in mass/% Mn content in mass/% 图8A和Mn含量对K相溶线的影响：(a)Fe-30Mn-xA-1C:(b)Fe-M-7A-1Cm, Fig.8 Effects of Al and Mn contents on the solvus ofk phase in(a)Fe-30Mn-xAl-1C and (b)Fe-xMn-7Al-1C2

间足够长，组织会在此温度全部转为奥氏体+α-铁 素体，退火结束后的空冷过程冷速较慢，一般不会 产生马氏体. 而针对淬火+回火工艺的材料，淬火 后产生的马氏体在回火过程后成为回火马氏体组 织. 第二种马氏体产生的途径是因为奥氏体的机 械稳定性问题，在受到变形时发生 TRIP 效应，转 变为马氏体. 因为 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的强韧 化机制主要以 TRIP 效应为主，所以变形后的组织 都会产生一定量的马氏体，具体的转变量与 TRIP 效应的进行程度有关. 对于 Al 的质量分数大于 5%，且采用淬火+回 火工艺的钢，如图 6（b）所示，组织会存在一部分的 高温铁素体（δ-铁素体）. 与从奥氏体中析出的 α- 铁素体不同，δ-铁素体源自于液态的凝固[72] ，其元 素 组 成 与 配 分 均 和 α-铁 素 体 不 同 [35] ， 但 均 是 BCC 结构. δ-铁素体的硬度要低于奥氏体和 α-铁 素体，在受到应变的时候会优先变形. 对于轧后产 生的细小 δ-铁素体，退火过程会在其附近产生尺 寸较小的奥氏体，在变形过程中发生 TWIP 效应， 配合以尺寸较大奥氏体中主要发生的 TRIP 效应， 对材料的性能产生积极效果[25] . 此外，Zhang 等[8] 的研究发现板条 状 δ-铁素体在固溶过程中 沿 ND（轧制面的法向）方向的尺寸增大速率不及奥 氏体，如图 7 所示，造成了 δ-铁素体的破碎和离散 分布，从而产生细晶强化的效果. 但 δ-铁素体的尺 寸难以控制，当产生粗大的板条状 δ-铁素体时会 对材料性能产生不利影响，Zhou 等[39] 在 Q&T 处 理后的 Fe–8Mn–8Al–0.8C 的断口中发现了韧窝 （韧性断裂）和河流花样（解理断裂）结合的形貌， 将韧性断裂归因于细晶区（奥氏体+马氏体），解理 断裂归因于粗大的 δ-铁素体. 此外，当 Al 质量分数大于 5% 时，会析出一种 新相[72] ，κ-碳化物（如图 6（c）所示）. κ-碳化物拥有 钙钛矿晶体结构 ，理想化学计量式 为 (Fe,Mn)3 AlC[73−74] . 一般来讲，Al 和 C 会促进 κ-碳化物的析 出，Mn 则会抑制[75−76] . 可使用公式 (2) 推测是否有 κ-碳化物产生： 0.0098wAl +0.208wC = 1−0.0054wMn （2） 式中，wMn、wAl、wC 分别为 Mn、Al、C 元素的质量 分数. 当等式左侧大于右侧时，会有 κ-碳化物析 出 ， 以 10Mn –0.4C 为例 ，析 出 κ-碳化物的临 界 Al 质量分数约为 8.8%. 按照所处位置和晶粒形态 可以将 κ-碳化物分为两大类，奥氏体晶内细小的 κ’-碳化物可以显著提高屈服强度，晶界粗大的 κ*- 碳化物对塑形有害. 研究表明，当 Al 的质量分数 高于 5.5%，C 的质量分数高于 0.7% 时有晶间 κ*- 碳化物产生；当 Al 的质量分数高于 6.2%，C 的质 量分数高于 1% 时有晶内 κ’-碳化物产生[75] . 根据 图 8（ a）和图 8（ b）所示 ， κ-碳化物的溶线会随着 Mn 含量的升高而减低，随着 Al 含量的升高而升 高，与上述 Al 促进而 Mn 抑制其产生相符. 而随着 冷却过程的进行，均会先析出对性能不利的晶间 ND RD 10 μm γ δ RD—rolling direction；ND—normal direction 图 7 1000 ℃ 固溶处理 1 h 后 SEM 组织中带状 δ-铁素体晶粒的破 碎和离散模型[8] Fig.7 Stuck and separation model for banded-structure δ-ferrite grains in SEM micrograph after solution treatment at 1000 ℃ for 1 h[8] 850 800 900 700 650 600 550 500 4 7 8 5 Al content in mass/% 9 11 Temperature/ ℃ 750 6 10 γ+κ*+κ′ γ+κ* γ (a) 800 900 700 650 600 550 500 22 23 Mn content in mass/% 24 27 Temperature/ ℃ 850 750 25 28 26 29 30 γ+κ*+κ′ γ+κ* γ (b) 图 8 Al 和 Mn 含量对 κ 相溶线的影响：（a）Fe–30Mn–xAl–1C；（b）Fe–xMn–7Al–1C[72,76] Fig.8 Effects of Al and Mn contents on the solvus of κ phase in (a) Fe–30Mn–xAl–1C and (b) Fe–xMn–7Al–1C[72,76] · 820 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期

宋仁伯等：Fe-Mn-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 821 粗大K*相，再产生对性能有利的晶内细小K相 △GY-e是由Yce到hcp的吉布斯自由能差异，mJ,可 因此，很难单纯利用到K碳化物的有利作用. 以根据公式(5)计算；σ是ye界面的表面能，通常 图9是900℃下Mn的质量分数为10%情况 取9mJ-m2482 下的Fe-Mn-Al-C平衡相图，在某些情况下还会 4 0、 (4) 产生M3C析出物和B2相，均对材料性能不利并诱 3aN 导脆性断裂的发生，在成分设计时应避免其产生， AG-e=∑XAGe+∑XX;A写e+AGg (5) 4.0 3.5 Y+MC+k 式中，a,是奥氏体的点阵常数，m,可以根据XRD 3.0 里2.5 数据得到；N是阿伏伽德罗常数，一般取值6.02× Y+M.C Y+k 10;X是i元素的摩尔分数；△2为y→ε过程中 由于i和j元素相互作用而改变的自由能，m: y+kta a+k △G为y→ε过程中磁性作用对吉布斯自由能变 0.5 01 化的影响，mJ 2 6 8 10 12 4 研究表明3叨，层错能与晶粒尺寸、化学成分等 Al content in mass/% 因素有关.Lee与Choi I81通过计算Fe-Mn二元体 国9Mn的质量分数为10%时通过实验（数据点m-)以及基于 FactSage6.4(实线)和CALPHAD(虚线网)计算得到的Fe-Mn-A-C 系溶质模型发现，层错能随着晶粒的细化而增加， 合金900℃热力学相图 Zambrano的研究也得出了相同的结论[8结合 Fig.9 Isothermal phase sections of Fe-Mn-Al-C alloys at 900 C Mn、Al元素对层错能的影响规律，绘制出示意图. established by experiments (indicidual points)calculated from 如图10所示，层错能随Mn含量的增加呈先减小 FactSage 6.4 (solid lines and from CALPHAD approach (dotted lines)when Mn content is 10% 后增大的趋势，当Mn的质量分数为13%左右时 层错能达到最低值，中锰钢的Mn质量分数在 4Fe-Mn-A-C系中锰钢的塑性变形及断 3%~12%之间，此范围内可认为层错能随Mn元 裂行为 素的增大而增大；同样图中还表明层错能随着 Fe-Mn-Al-C系中锰钢作为第三代先进高强 A1含量的增加而增加⑧：对于其他元素，C会提高 度汽车用钢的主要组成部分，充分利用TRIP效应、 层错能而Si会降低层错能 TWIP效应等变形机制与位错强化、细晶强化、固 溶强化、第二相强化等强化机制相结合，以获得优 秀的应变硬化效果并充分发挥材料的塑性， 100 4.1Fe-Mn-A-C系中锰钢变形机制 80 材料在受到应变的时候发生变形的机制会对 60 40 其组织和性能产生重要影响，Fe-Mn-A-C钢的变 20 形机制主要有：相变诱导塑性(TRIP)、孪晶诱导塑 0 性(TWIP),因位错滑移而产生的剪切带诱导塑性 12 (SIP)和微带诱导塑性(MBIP)等.大量研究表明， 变形机制的种类与奥氏体中的层错能(SFE)有关： mass/% 4680 0 Al content in mass/ 当SFE35mJm2时，变形机制主要以位错滑移 room temperatures presented in 3D 引起的SIP效应与MBIP效应为主O.SFE的具体 基于中锰系锰含量的范围和前面提到的 计算]可以按照公式(3)： Mn/Al的限制，Fe-Mn-Al-C系中锰钢的层错能不 SFE=2pAGY→e+2o (3) 会太高，变形机制以TRIP效应为主，有些情况下 式中，p是原子沿111}密排面的摩尔表面密度， 会有一定的TWIP效应为辅.TRIP效应是残余奥 m2,可以通过公式(4)由点阵常数a,计算得到； 氏体发生形变诱导相变，从而改善材料的性能.具

粗大 κ*相，再产生对性能有利的晶内细小 κ’相. 因此，很难单纯利用到 κ-碳化物的有利作用. 图 9 是 900 ℃ 下 Mn 的质量分数为 10% 情况 下的 Fe−Mn−Al−C 平衡相图，在某些情况下还会 产生 M3C 析出物和 B2 相，均对材料性能不利并诱 导脆性断裂的发生，在成分设计时应避免其产生. 4    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的塑性变形及断 裂行为 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢作为第三代先进高强 度汽车用钢的主要组成部分，充分利用 TRIP 效应、 TWIP 效应等变形机制与位错强化、细晶强化、固 溶强化、第二相强化等强化机制相结合，以获得优 秀的应变硬化效果并充分发挥材料的塑性. 4.1    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢变形机制 材料在受到应变的时候发生变形的机制会对 其组织和性能产生重要影响，Fe−Mn−Al−C 钢的变 形机制主要有：相变诱导塑性（TRIP）、孪晶诱导塑 性（TWIP），因位错滑移而产生的剪切带诱导塑性 （SIP）和微带诱导塑性（MBIP）等. 大量研究表明， 变形机制的种类与奥氏体中的层错能（SFE）有关： 当 SFE 35 mJ∙m−2 时，变形机制主要以位错滑移 引起的 SIP 效应与 MBIP 效应为主[80] . SFE 的具体 计算[81] 可以按照公式（3）： SFE = 2ρ∆G γ→ε +2σ （3） 式中， ρ 是原子沿{111}密排面的摩尔表面密度， m −2，可以通过公式（ 4）由点阵常数 αγ 计算得到； ∆G γ→ε是由 γfcc 到 εhcp 的吉布斯自由能差异，mJ，可 以根据公式（5）计算；σ 是 γ/ε 界面的表面能，通常 取 9 mJ∙m−2[82] . ρ= 4 √ 3α 2 γN （4） ∆G γ→ε = ∑ i Xi∆G γ→ε i + ∑ i j XiXj∆Ω γ→ε i j +∆G γ→ε mag （5） ∆Ω γ→ε i j γ → ε ∆G γ→ε mag γ → ε 式中，αγ 是奥氏体的点阵常数，m，可以根据 XRD 数据得到；N 是阿伏伽德罗常数，一般取值 6.02× 1023 ；Xi 是 i 元素的摩尔分数； 为 过程中 由 于 i 和 j 元素相互作用而改变的自由能 ， mJ； 为 过程中磁性作用对吉布斯自由能变 化的影响，mJ. 研究表明[39] ，层错能与晶粒尺寸、化学成分等 因素有关. Lee 与 Choi [83] 通过计算 Fe–Mn 二元体 系溶质模型发现，层错能随着晶粒的细化而增加， Zambrano 的研究也得出了相同的结论[84] . 结合 Mn、Al 元素对层错能的影响规律，绘制出示意图. 如图 10 所示，层错能随 Mn 含量的增加呈先减小 后增大的趋势，当 Mn 的质量分数为 13% 左右时 层错能达到最低值 ，中锰钢 的 Mn 质量分数 在 3%～12% 之间，此范围内可认为层错能随 Mn 元 素的增大而增大 ；同样图中还表明层错能随着 Al 含量的增加而增加[85] ；对于其他元素，C 会提高 层错能而 Si 会降低层错能. 基于中锰系锰含量的范围和前面提到 的 Mn/Al 的限制，Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的层错能不 会太高，变形机制以 TRIP 效应为主，有些情况下 会有一定的 TWIP 效应为辅. TRIP 效应是残余奥 氏体发生形变诱导相变，从而改善材料的性能. 具 3.5 3.0 4.0 2.0 1.5 1.0 0.5 0 0 6 8 2 Al content in mass/% 10 14 C content in mass/ % 2.5 4 12 γ+κ+α α+κ γ+κ γ+M3C γ+M3C+κ B2+κ γ 图 9 Mn 的质量分数为 10% 时通过实验（数据点[77-78] ）以及基于 FactSage 6.4（实线[72] ）和 CALPHAD（虚线[79] ）计算得到的 Fe–Mn–Al–C 合金 900 ℃ 热力学相图 Fig.9 Isothermal phase sections of Fe –Mn –Al –C alloys at 900 ℃ established by experiments (indicidual points[77-78] ), calculated from FactSage 6.4 (solid lines[72] ) and from CALPHAD approach (dotted lines[79] ) when Mn content is 10% 100 60 40 20 2 0 6 8 10 SFE/(mJ·m−2 ) 80 12 4 5 0 15 20 25 10 图 10 用 3D 呈现的 Fe–Mn–Al–C 钢在室温下基于成分的 SFE 图 Fig.10 Composition-dependent SFE map of Fe –Mn –Al –C steels at room temperatures presented in 3D 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 821 ·

822 工程科学学报，第42卷，第7期 体的过程为：在变形过程中，优先在奥氏体稳定性 况下，可以将断裂时的应变及对应的奥氏体体积 最差、变形程度最大的位置诱发马氏体相变，因为 分数分别代入ε和f进行计算 马氏体相的硬度要更高，所以相变之后变形会转 奥氏体体积分数通常会用在组织描述、衡量 移到还未发生变形的其余奥氏体中.在这样的过 TRIP效应进行程度等方面，大量文献[5,20,39]利 程后，软相转变为了硬相，致使强度提高，并能够 用公式(8)计算： 发挥材料整体的塑性，推迟了颈缩的发生，提高了 1.41 VA=1a+1.4h, (8) 材料的延伸率.TIP效应提高了材料的应变硬化 效果，改善了材料的成形性能.除此之外，变形时 其中，Va为奥氏体体积分数：1，和Ia分别表示奥氏 的相变使得塑性变形引起的局部应力得到松弛， 体和铁素体XRD衍射峰的积分相对强度.若对于 推迟了微裂纹的产生；相变产生的体心立方的马 三相组织（奥氏体+铁素体+马氏体），可以对光镜 氏体是通过残余奥氏体发生非扩散相变而产生， 组织进行图像分析来判定铁素体的体积分数 与残余奥氏体呈共格关系，共格的高能界面阻碍 对于合金含量尤其是AI含量较高的体系， 了裂纹的扩展8% Fe-Mn-Al-C系中锰钢的变形机制中除TRIP效应 奥氏体的稳定性和体积分数是影响TRIP效 外，还会出现一定的TWP效应.TWIP效应与形 应效果的重要因素.上文提到，稳定性过高或过低 变时的孪生密切相关，在发生孪生的过程中孪晶 均对性能不利，最好保持在一个适中的值.值得一 出现的频率和尺寸取决于品体结构和层错能的大 提的是，奥氏体前后的转变量（体积分数）仅能衡 小.研究表明，在受到变形时，晶体在切应力的作 量TRIP效应进行的程度，并不能和奥氏体稳定性 用下发生了孪生变形，晶体的一部分沿一定的孪 建立起直接的联系，Lee等在研究退火后 生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切 Q&T处理的Fe-8.8Mn-5.1Al-0.31C时发现，不 变，晶体的点阵类型不发生变化，但它使均匀切变 回火以及100~300℃回火的样品变形时奥氏体 区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体 均转变了10%左右，但性能却相差巨大（不回火样 成镜面对称的取向.变形部分的晶体位向发生改 品抗拉强度880MPa、延伸率1.7%，100℃回火样 变，可使原来处于不利取向的滑移系转变为新的 品抗拉强度1557MPa,延伸率16.8%)，这是因为不 有利取向，可以进一步激发滑移.孪生与滑移交替 回火样品奥氏体稳定性过低，在小变形时迅速转 进行，使TWP钢的塑性非常优异.同时，粗大的 变后断裂，而100℃回火的样品在变形时奥氏体 透镜状形变孪晶从奥氏体晶界处向晶内贯穿，分 发生了非同步转变，使TIP效应具有良好的延续 割奥氏体晶粒.接着，更细小的形变孪晶呈交织状 性，因此性能较好.奥氏体稳定性与化学成分⑧刀 分布于奥氏体晶粒内，分割晶粒后的孪晶起到了 奥氏体晶粒尺寸和形态有关]化学成分方面， 亚晶界的作用，阻碍了位错的滑移，这就起到了加 C、Mn元素会增加奥氏体稳定性，Al则会降低稳 工硬化的作用，提高了材料的强度2-91 定性；晶粒尺寸方面，奥氏体稳定性会随着晶粒的 通过材料的加工硬化速率(WHR;或应变硬化 细化而提高叭：形态方面，片层状奥氏体的稳定性 速率，SHR)曲线来研究其变形机制和应变硬化行 高于等轴状.化学成分尤其是C和Mn对马氏体 为，以改良成分和工艺设计，从而改善材料的应变 转变化学驱动力的影响可以用公式(6)描述： 硬化率、降低屈强比，最终提高其性能.一般希望 △Gch=-7381.6+69447Xc+19296XMm- (6) 曲线拥有良好的延续性以保持足够的塑性，并保 38776 XCXMn+(6.7821-33.45Xc)T 持在较高的加工硬化水平，以在变形过程中拥有 其中，△Gh马氏体转变的化学驱动力，J;Xc和 良好的强化效果.以Fe-6Mn-2Al-0.4C在650~ XM分别为奥氏体中C、Mn元素的摩尔分数；T是 775℃临界退火样品的加工硬化曲线为例问，如 开尔文温度，K.此外，还可以利用k值来衡量奥氏 图11所示，三条曲线都表现出了三阶段的加工硬 体的机械稳定性，具体计算根据公式(7)： 化行为(IA775过早失效导致其还未进人第三阶 f=foexp(-ks) (7) 段)，这也是Fe-Mn-A-C系中锰钢的特点.曲线 其中，6和∫分别是初始的奥氏体体积分数和当应 在第一阶段由一个很高的WHR下降，解释为材料 变为ε时的奥氏体体积分数.k值越高，对应的转 由弹性变形进入塑性变形阶段，位错的开动导致 变驱动力越高，对应的奥氏体稳定性越低.一般情 了WHR的下降，而对于奥氏体+铁素体的双相组

体的过程为：在变形过程中，优先在奥氏体稳定性 最差、变形程度最大的位置诱发马氏体相变，因为 马氏体相的硬度要更高，所以相变之后变形会转 移到还未发生变形的其余奥氏体中. 在这样的过 程后，软相转变为了硬相，致使强度提高，并能够 发挥材料整体的塑性，推迟了颈缩的发生，提高了 材料的延伸率. TRIP 效应提高了材料的应变硬化 效果，改善了材料的成形性能. 除此之外，变形时 的相变使得塑性变形引起的局部应力得到松弛， 推迟了微裂纹的产生；相变产生的体心立方的马 氏体是通过残余奥氏体发生非扩散相变而产生， 与残余奥氏体呈共格关系，共格的高能界面阻碍 了裂纹的扩展[86] . 奥氏体的稳定性和体积分数是影响 TRIP 效 应效果的重要因素. 上文提到，稳定性过高或过低 均对性能不利，最好保持在一个适中的值. 值得一 提的是，奥氏体前后的转变量（体积分数）仅能衡 量 TRIP 效应进行的程度，并不能和奥氏体稳定性 建 立 起 直 接 的 联 系 ， Lee 等 [53] 在 研 究 退 火 后 Q&T 处理的 Fe–8.8Mn–5.1Al–0.31C 时发现，不 回火以及 100～300 ℃ 回火的样品变形时奥氏体 均转变了 10% 左右，但性能却相差巨大（不回火样 品抗拉强度 880 MPa、延伸率 1.7%，100 ℃ 回火样 品抗拉强度 1557 MPa，延伸率 16.8%），这是因为不 回火样品奥氏体稳定性过低，在小变形时迅速转 变后断裂，而 100 ℃ 回火的样品在变形时奥氏体 发生了非同步转变，使 TRIP 效应具有良好的延续 性，因此性能较好. 奥氏体稳定性与化学成分[87]、 奥氏体晶粒尺寸和形态有关[88] . 化学成分方面， C、Mn 元素会增加奥氏体稳定性，Al 则会降低稳 定性；晶粒尺寸方面，奥氏体稳定性会随着晶粒的 细化而提高[89] ；形态方面，片层状奥氏体的稳定性 高于等轴状. 化学成分尤其是 C 和 Mn 对马氏体 转变化学驱动力的影响可以用公式 (6) 描述[90] ： ∆G ch = −7381.6+69447XC +19296XMn− 38776XCXMn +(6.7821−33.45XC)T （6） ∆G 其中 ， ch 马氏体转变的化学驱动力 ， J； XC 和 XMn 分别为奥氏体中 C、Mn 元素的摩尔分数；T 是 开尔文温度，K. 此外，还可以利用 k 值来衡量奥氏 体的机械稳定性，具体计算根据公式（7） [91] ： f = f0 exp(−kε) （7） 其中，f0 和 f 分别是初始的奥氏体体积分数和当应 变为 ε 时的奥氏体体积分数. k 值越高，对应的转 变驱动力越高，对应的奥氏体稳定性越低. 一般情 况下，可以将断裂时的应变及对应的奥氏体体积 分数分别代入 ε 和 f 进行计算. 奥氏体体积分数通常会用在组织描述、衡量 TRIP 效应进行程度等方面，大量文献 [5,20,39] 利 用公式（8）计算： VA = 1.4Iγ Iα +1.4Iγ （8） 其中，VA 为奥氏体体积分数；Iγ 和 Iα 分别表示奥氏 体和铁素体 XRD 衍射峰的积分相对强度. 若对于 三相组织（奥氏体+铁素体+马氏体），可以对光镜 组织进行图像分析来判定铁素体的体积分数. 对于合金含量尤其是 Al 含量较高的体系 ， Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的变形机制中除 TRIP 效应 外，还会出现一定的 TWIP 效应. TWIP 效应与形 变时的孪生密切相关，在发生孪生的过程中孪晶 出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大 小. 研究表明，在受到变形时，晶体在切应力的作 用下发生了孪生变形，晶体的一部分沿一定的孪 生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切 变，晶体的点阵类型不发生变化，但它使均匀切变 区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体 成镜面对称的取向. 变形部分的晶体位向发生改 变，可使原来处于不利取向的滑移系转变为新的 有利取向，可以进一步激发滑移. 孪生与滑移交替 进行，使 TWIP 钢的塑性非常优异. 同时，粗大的 透镜状形变孪晶从奥氏体晶界处向晶内贯穿，分 割奥氏体晶粒. 接着，更细小的形变孪晶呈交织状 分布于奥氏体晶粒内，分割晶粒后的孪晶起到了 亚晶界的作用，阻碍了位错的滑移，这就起到了加 工硬化的作用，提高了材料的强度[92−93] . 通过材料的加工硬化速率（WHR；或应变硬化 速率，SHR）曲线来研究其变形机制和应变硬化行 为，以改良成分和工艺设计，从而改善材料的应变 硬化率、降低屈强比，最终提高其性能. 一般希望 曲线拥有良好的延续性以保持足够的塑性，并保 持在较高的加工硬化水平，以在变形过程中拥有 良好的强化效果. 以 Fe–6Mn–2Al–0.4C 在 650～ 775 ℃ 临界退火样品的加工硬化曲线为例[5] ，如 图 11 所示，三条曲线都表现出了三阶段的加工硬 化行为（ IA775 过早失效导致其还未进入第三阶 段），这也是 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的特点. 曲线 在第一阶段由一个很高的 WHR 下降，解释为材料 由弹性变形进入塑性变形阶段，位错的开动导致 了 WHR 的下降，而对于奥氏体+铁素体的双相组 · 822 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期