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