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