·566· 工程科学学报，第41卷，第5期 1.抗拉强度和延伸率随着淬火温度升高而降低[6： 奥氏体的钢.在之前研究中一直认为在淬火配分 回火温度越高，抗拉强度越低，总的延伸率随之升 过程中，置换合金元素没有参与配分，但是So 高].热轧10Mn4A1中锰钢选用QT工艺：750℃保 等[]最近应用原子探针技术证明，间隙原子C和 温1h,水冷，400℃回火1h空冷，强塑积达到 置换原子Mn、Si在淬火过程中都参与了配分（图 70.8GPa·% 8).T温度对显微结构和性能起决定作用6)，T。 4.3淬火配分工艺 有一个临界值Ts,低于临界值，屈服和延伸都比 元素富集对材料性能影响显著，除了临界退 较高，微观结构是富C残余奥氏体和贫C的回火 火工艺之外，还有研究将淬火配分工艺用在中锰 一次马氏体：当高于这个值，微观组织包括富C残 钢中.2003年，美国物理冶金学家Speer等Is9]提 余奥氏体，贫C回火一次马氏体和富C未回火二 出淬火配分工艺(Q&P),首先奥氏体化初始淬火， 次马氏体，二次马氏体导致强度高、颈缩早和塑性 淬到T。温度(T。在M。~M之间)，然后加热到配分 差.2017年由东北大学许云波教授与唐钢合作生 温度T(淬火温度或者高于淬火温度)保温，之后 产了Q&P配分连续退火的第三代汽车钢，并准备 经水冷，得到微观结构为低C马氏体和富C残余 投人工业化应用. 界面 20 4 20 距离/m 距离m 图8在Q&P中锰钢马氏体板条之间薄膜奥氏体的M,C,Si和C元素分布，右图为a'和y界面处放大图(Y和a'分别代表残余奥氏体 和马氏体)[0] Fig.8 Mn,Cr,Si,and C concentration profiles of film-like austenite in Q&P-processed medium Mn steel,the right picture is the magnify of the in- terface ofand yin the left picture(retained austenite and martensite,respectively)] 热轧中锰钢条状组织和冷轧粒状组织两种状态的预 5中锰TRP钢的性能研究 充氢试样，发现两种轧制状态的试样均表现出很大 5.1中锰钢的氢脆 的氢致塑性损失和强度损失，如图9，但是冷轧态的 氢存在于钢中，即使很少量的内部氢存在，也可 损失比热轧态要小一些.原因是热轧态的裂纹沿原 能引起材料延迟开裂，这个现象称为氢脆.氢脆机 奥氏体晶界扩展，路径平直，在断口上表现出一个个 制[62有：弱键理论：氢降低表面能：氢压理论：应力 “小平面”：而冷轧态晶粒细小，裂纹沿晶界扩展时 诱导氢化物滞后开裂：以及氢促进局部塑性变形等. 经常改变方向，或者进人晶粒内部，路径曲折，因而 通常钢的强度越高，氢脆敏感性就越大[6].一般认 抗氢脆性能更好.Wang等[s4.]对Fe-9Mn-3Ni- 为，钢的强度越高，发生氢致延迟开裂的敏感性就越 1.4A1中锰钢的系列研究表明，经过退火后的试样 大.正处于研发中的中锰钢，属于第三代先进高强 在马氏体板条界面处含有纳米级薄膜状奥氏体，未 钢，人们希望其强度大于1000MPa或更高.可以预 经退火的试样不含奥氏体.预充氢后的拉伸结果显 想，它会有比较高的氢脆敏感性，特别是其中的奥氏 示，不含奥氏体的试样（氢质量分数0.35×106）在 体相在发生马氏体相变后，会继承奥氏体中储存的 弹性阶段就断裂，而含薄膜奥氏体的试样（氢质量 较多的氢，很可能作为敏感组织而发生氢脆 分数1.87×10-6)在发生了一定的塑性变形后才断 事实也正是如此，例如，Han等6]对比研究了 裂，比不含奥氏体的试样抗氢能力强.这一结果的工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 1. 抗拉强度和延伸率随着淬火温度升高而降低[6] ; 回火温度越高,抗拉强度越低,总的延伸率随之升 高[13] . 热轧10Mn4Al 中锰钢选用 QT 工艺:750 益保 温 1 h, 水冷, 400 益 回火 1 h 空 冷, 强 塑 积 达 到 70郾 8 GPa·% . 4郾 3 淬火配分工艺 元素富集对材料性能影响显著,除了临界退 火工艺之外,还有研究将淬火配分工艺用在中锰 钢中. 2003 年,美国物理冶金学家 Speer 等[59] 提 出淬火配分工艺(Q&P) ,首先奥氏体化初始淬火, 淬到 TQ温度(TQ在 Ms ~ Mf之间) ,然后加热到配分 温度 TP (淬火温度或者高于淬火温度) 保温,之后 经水冷,得到微观结构为低 C 马氏体和富 C 残余 奥氏体的钢. 在之前研究中一直认为在淬火配分 过程中,置换合金元素没 有 参 与 配 分,但 是 Seo 等[60]最近应用原子探针技术证明,间隙原子 C 和 置换原子 Mn、Si 在淬火过程中都参与了配分( 图 8) . TQ温度对显微结构和性能起决定作用[61] ,TQ 有一个临界值 TQmax,低于临界值,屈服和延伸都比 较高,微观结构是富 C 残余奥氏体和贫 C 的回火 一次马氏体;当高于这个值,微观组织包括富 C 残 余奥氏体,贫 C 回火一次马氏体和富 C 未回火二 次马氏体,二次马氏体导致强度高、颈缩早和塑性 差. 2017 年由东北大学许云波教授与唐钢合作生 产了 Q&P 配分连续退火的第三代汽车钢,并准备 投入工业化应用. 图 8 在 Q&P 中锰钢马氏体板条之间薄膜奥氏体的 Mn, Cr, Si 和 C 元素分布,右图为 琢忆和 酌 界面处放大图(酌 和 琢忆分别代表残余奥氏体 和马氏体) [60] Fig. 8 Mn, Cr, Si, and C concentration profiles of film鄄like austenite in Q&P鄄processed medium Mn steel,the right picture is the magnify of the in鄄 terface of 琢忆 and 酌 in the left picture (酌 and 琢忆 represent retained austenite and martensite, respectively) [60] 5 中锰 TRIP 钢的性能研究 5郾 1 中锰钢的氢脆 氢存在于钢中,即使很少量的内部氢存在,也可 能引起材料延迟开裂,这个现象称为氢脆. 氢脆机 制[62]有:弱键理论;氢降低表面能;氢压理论;应力 诱导氢化物滞后开裂;以及氢促进局部塑性变形等. 通常钢的强度越高,氢脆敏感性就越大[63] . 一般认 为,钢的强度越高,发生氢致延迟开裂的敏感性就越 大. 正处于研发中的中锰钢,属于第三代先进高强 钢,人们希望其强度大于 1000 MPa 或更高. 可以预 想,它会有比较高的氢脆敏感性,特别是其中的奥氏 体相在发生马氏体相变后,会继承奥氏体中储存的 较多的氢,很可能作为敏感组织而发生氢脆. 事实也正是如此,例如,Han 等[64] 对比研究了 热轧中锰钢条状组织和冷轧粒状组织两种状态的预 充氢试样,发现两种轧制状态的试样均表现出很大 的氢致塑性损失和强度损失,如图 9,但是冷轧态的 损失比热轧态要小一些. 原因是热轧态的裂纹沿原 奥氏体晶界扩展,路径平直,在断口上表现出一个个 “小平面冶;而冷轧态晶粒细小,裂纹沿晶界扩展时 经常改变方向,或者进入晶粒内部,路径曲折,因而 抗氢脆性能更好. Wang 等[54,65] 对 Fe鄄鄄 9Mn鄄鄄3Ni鄄鄄 1郾 4Al 中锰钢的系列研究表明,经过退火后的试样 在马氏体板条界面处含有纳米级薄膜状奥氏体,未 经退火的试样不含奥氏体. 预充氢后的拉伸结果显 示,不含奥氏体的试样(氢质量分数 0郾 35 伊 10 - 6 )在 弹性阶段就断裂,而含薄膜奥氏体的试样(氢质量 分数 1郾 87 伊 10 - 6 )在发生了一定的塑性变形后才断 裂,比不含奥氏体的试样抗氢能力强. 这一结果的 ·566·