徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 ·569· 锌，这也是A1元素在中锰钢汽车部件中成为必备元 助层错能这一概念预测中锰钢的变形，多相结构层 素的原因之一.因此，提高镀锌效果除了控制炉内 错能的建模需要开发.也许，将来有可能借鉴 保护气，还要选择一个最佳的Mn和Al比例. “TWIP钢中用SE判断形变模式”这一判据，预测 中锰钢的相变或形变 6层错能与奥氏体稳定性 Han等[6]通过不同奥氏体化温度淬火得到不 中锰钢形变过程最重要的就是奥氏体变形机 同尺寸的奥氏体、马氏体板条束.奥氏体化温度越 制.奥氏体的稳定性与奥氏体尺寸、形貌、化学成分 高，退火前晶粒尺寸越大，退火后残余奥氏体体积越 等有关.在纯奥氏体组织的高锰TWP钢的研究中 小，奥氏体中Mn和C的含量高，TRP效应被弱化， 发现，奥氏体的形变模式与层错能(SFE)有关，SFE 抗拉强度越低，延伸率因为颈缩延迟而升高 由低到高，奥氏体的形变由马氏体相变（即TRP效 同时可通过M(马氏体转变温度)点来衡量 应)、α'马氏体相变、孪晶形变（即TWP效应）直至 奥氏体的稳定性，升高C、Mn或Si的含量，降低Al 发生位错滑移.一般认为，当SE<20mJ·m-2时， 含量或细化晶粒可以降低M。点，提高奥氏体稳 主要发生TRIP效应；当SFE处于20~50mJ·m2 定性[n] 时，主要为TWIP效应；当SFE>50mJ·m2时，主要 发生位错滑移].层错能与化学成分、晶粒大小、 7结论与展望 温度等有关，对高锰钢中的Al和Si研究发现，A1会 本文总结了国内外中锰钢的研究现状，在对已 提高奥氏体的层错能和晶格常数，S会降低层错 发表的文献中有关中锰钢的成分设计、热处理工艺、 能[).Fe-Mn二元体系溶质模型计算发现Mn对合 组织性能调控等进行汇总整理的基础上，对Mn和 金SFE的影响如图122]，在Mn质量分数约为 A!两个主要合金元素对强度、延伸率、奥氏体体积 13%处有极小值.一般说来，中锰钢Mn质量分数为 分数和强塑积的影响进行了分析.发现在M质量 3%~12%[2),在此范围内，层错能基本处于随Mn 分数5%~12%范围内，除了奥氏体体积分数随Mn 含量增加而降低的阶段.剪切带会以ε-马氏体、形 含量增加呈增加趋势外，强度、延伸率和强塑积均没 变孪晶或密集的层错束形式存在，层错能降低引起 有明显的依赖关系.A1质量分数为3%~4%时可 剪切带形成速率升高，剪切带交叉可作为马氏体的 以获得较大的延伸率，在3%~6%范围内抗拉强度 形核点[]，会促使TRP效应活跃.已发表的文献 随A!含量的增加明显降低，奥氏体体积分数变化不 中，层错能计算针对的对象主要为纯奥氏体结构，到 明显：而强塑积随A!含量的变化似乎与延伸率的变 目前为止还没有针对含有奥氏体相的双相或多相结 化趋势更加相近，表明中锰钢的强塑积更多地依赖 构的计算模型，已发表的涉及到层错能的关于中锰 延伸率而不是强度 钢的文献很少，如麦吉尔大学的文章4]，研究结 中锰钢应用在汽车制造中需要有优异的强塑 果尚不具备一般普遍的指导性.因此，未来若要借 积，延伸率对强塑积的影响更大，因而可以通过调整 50 Mn、Al等元素的含量，设计最合适的热处理工艺路 晶粒尺寸 线，得到最佳奥氏体体积分数，使相组织均匀细化， -5 um 40 --104m 实现塑性好、强度高的目标 ……20m ---30m 对不同成分的中锰钢的微观组织给予了详细的 30 …50m 介绍，有限的现有研究表明，经过冷轧的中锰钢的氢 -150μm · 脆敏感性比热轧态低：含有纳米级薄膜状奥氏体相 720 的中锰钢抗氢脆性能有很大改善. 现在通过不同工艺得到很多不同成分中锰钢的 10 性能已基本能够符合汽车零部件的生产需求.但从 实验阶段进入工业批量生产还面临着很多问题，对 0 101520 25 服役性能的研究还比较匮乏，大炉冶炼过程中合金 30 Mn原子数分数/% 元素的控制、轧制过程中的均匀性、热处理过程中的 图12Mn含量与品粒尺寸对Fe-Mn合金层错能的影响[m] 脱碳问题、加工过程中的表面质量等都需要大量实 Fig.12 Variation of the SFE of y with Mn content in Fe-Mn alloys 验支撑，为了促进中锰钢的应用，对于用户使用技术 having different austenite grain sizes() 还需要进行深入的研究，如成形特性、焊接开裂、涂徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 锌,这也是 Al 元素在中锰钢汽车部件中成为必备元 素的原因之一. 因此,提高镀锌效果除了控制炉内 保护气,还要选择一个最佳的 Mn 和 Al 比例. 图 12 Mn 含量与晶粒尺寸对 Fe鄄鄄Mn 合金层错能的影响[72] Fig. 12 Variation of the SFE of 酌 with Mn content in Fe鄄鄄 Mn alloys having different austenite grain sizes [72] 6 层错能与奥氏体稳定性 中锰钢形变过程最重要的就是奥氏体变形机 制. 奥氏体的稳定性与奥氏体尺寸、形貌、化学成分 等有关. 在纯奥氏体组织的高锰 TWIP 钢的研究中 发现,奥氏体的形变模式与层错能( SFE)有关,SFE 由低到高,奥氏体的形变由马氏体相变(即 TRIP 效 应)、琢忆马氏体相变、孪晶形变(即 TWIP 效应)直至 发生位错滑移. 一般认为,当 SFE < 20 mJ·m - 2 时, 主要发生 TRIP 效应;当 SFE 处于 20 ~ 50 mJ·m - 2 时,主要为 TWIP 效应;当 SFE > 50 mJ·m - 2时,主要 发生位错滑移[70] . 层错能与化学成分、晶粒大小、 温度等有关,对高锰钢中的 Al 和 Si 研究发现,Al 会 提高奥氏体的层错能和晶格常数,Si 会降低层错 能[71] . Fe鄄鄄Mn 二元体系溶质模型计算发现 Mn 对合 金 SFE 的影响如图 12 [72] , 在 Mn 质量分数约为 13% 处有极小值. 一般说来,中锰钢 Mn 质量分数为 3% ~ 12% [2] ,在此范围内,层错能基本处于随 Mn 含量增加而降低的阶段. 剪切带会以 着鄄鄄马氏体、形 变孪晶或密集的层错束形式存在,层错能降低引起 剪切带形成速率升高,剪切带交叉可作为马氏体的 形核点[73] ,会促使 TRIP 效应活跃. 已发表的文献 中,层错能计算针对的对象主要为纯奥氏体结构,到 目前为止还没有针对含有奥氏体相的双相或多相结 构的计算模型,已发表的涉及到层错能的关于中锰 钢的文献很少,如麦吉尔大学的文章[74鄄鄄75] ,研究结 果尚不具备一般普遍的指导性. 因此,未来若要借 助层错能这一概念预测中锰钢的变形,多相结构层 错能 的 建 模 需 要 开 发. 也 许, 将 来 有 可 能 借 鉴 “TWIP 钢中用 SFE 判断形变模式冶这一判据,预测 中锰钢的相变或形变. Han 等[76] 通过不同奥氏体化温度淬火得到不 同尺寸的奥氏体、马氏体板条束. 奥氏体化温度越 高,退火前晶粒尺寸越大,退火后残余奥氏体体积越 小,奥氏体中 Mn 和 C 的含量高,TRIP 效应被弱化, 抗拉强度越低,延伸率因为颈缩延迟而升高. 同时可通过 Ms (马氏体转变温度) 点来衡量 奥氏体的稳定性,升高 C、Mn 或 Si 的含量,降低 Al 含量或细化晶粒可以降低 Ms 点,提高奥氏体稳 定性[77] . 7 结论与展望 本文总结了国内外中锰钢的研究现状,在对已 发表的文献中有关中锰钢的成分设计、热处理工艺、 组织性能调控等进行汇总整理的基础上,对 Mn 和 Al 两个主要合金元素对强度、延伸率、奥氏体体积 分数和强塑积的影响进行了分析. 发现在 Mn 质量 分数 5% ~ 12% 范围内,除了奥氏体体积分数随 Mn 含量增加呈增加趋势外,强度、延伸率和强塑积均没 有明显的依赖关系. Al 质量分数为 3% ~ 4% 时可 以获得较大的延伸率,在 3% ~ 6% 范围内抗拉强度 随 Al 含量的增加明显降低,奥氏体体积分数变化不 明显;而强塑积随 Al 含量的变化似乎与延伸率的变 化趋势更加相近,表明中锰钢的强塑积更多地依赖 延伸率而不是强度. 中锰钢应用在汽车制造中需要有优异的强塑 积,延伸率对强塑积的影响更大,因而可以通过调整 Mn、Al 等元素的含量,设计最合适的热处理工艺路 线,得到最佳奥氏体体积分数,使相组织均匀细化, 实现塑性好、强度高的目标. 对不同成分的中锰钢的微观组织给予了详细的 介绍,有限的现有研究表明,经过冷轧的中锰钢的氢 脆敏感性比热轧态低;含有纳米级薄膜状奥氏体相 的中锰钢抗氢脆性能有很大改善. 现在通过不同工艺得到很多不同成分中锰钢的 性能已基本能够符合汽车零部件的生产需求. 但从 实验阶段进入工业批量生产还面临着很多问题,对 服役性能的研究还比较匮乏,大炉冶炼过程中合金 元素的控制、轧制过程中的均匀性、热处理过程中的 脱碳问题、加工过程中的表面质量等都需要大量实 验支撑,为了促进中锰钢的应用,对于用户使用技术 还需要进行深入的研究,如成形特性、焊接开裂、涂 ·569·