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 ·