824 工程科学学报，第42卷，第7期 Tensile direction Void initiation Ultra-fine grained ferrite+austenite (a) Neck region Shear stress at interface Non metallic Cleavage fracture Inclusion UFG UFG a+pa') atna) RD↑ 而 (b) RD-rolling direction:ND-normal direction 图13临界退火后的Fe-6Mn-3A-0.3C-1.5Si钢在拉伸变形时的破坏形成模型.(a)在UFG区的孔洞萌生模型：(b)类解理裂纹的形成模型 Fig.13 Model for damage formation during the tensile deformation of intercritically annealed Fe-6Mn-3Al-0.3C-1.5Si steell4:(a)model for void initiation in the UFG constituent;(b)model for cleavage-like crack creation 织结构、变形与断裂机制出发进行了分析.发现 性的影响.奥氏体含量一般由化学成分和工艺参 在成分设计方面，要充分利用A1在轻量化以及影 数决定，奥氏体稳定性则会受到化学成分、晶粒尺 响层错能方面的效果，M们对奥氏体体积分数和稳 寸和晶粒形态的影响.一般希望获得适中的奥氏 定性的影响，C在产生碳化物析出形成第二相强 体稳定性，在变形过程中发生奥氏体的非同步转 化的效果.对于Mn和Al这两种最重要的合金元 变，以充分发挥TIP效应的效果.加工硬化速率 素，二者对奥氏体的影响效果是相反的，一般控制 曲线通常会用来反映材料的变形过程，目前研究 Mn/Al在1.5~3之间.为避免C在焊接性等方面 出现的三阶段曲线在第二、三段的解释上仍存在 的不利影响，一般控制其质量分数在0.2%~0.4% 分歧 之间.V、Nb、Ti作为碳化物形成元素，其含量一 目前Fe-Mn-Al-C系中锰钢的性能已基本满 般与C对应，利用其第二相强化效果时要控制 足使用需求，但其在研究过程中出现的工艺窗口 A1和Si的含量，后二者会抑制碳化物的产生 小的问题仍限制其推广与使用，成分含量及工艺 临界退火和淬火+回火作为目前Fe-Mn-A-C 参数的微小变化都会导致性能的巨大改变，给实 系中锰钢轧后最常用的两种热处理工艺，前者对 际生产过程提出了难题.另外，中锰钢的研究重点 延伸率的影响更加有利，而后者更偏重于牺牲过 主要集中在成分设计与组织性能调控上，而针对 高的延伸率来提高强度.因为强塑积与延伸率呈 其在成型及服役条件下的组织性能表征预评价和 现出明显的正相关关系，临界退火工艺更易得到 相关的应用基础研究存在明显不足.比如1500MPa 高强塑积.同时，热轧样品的屈强比普遍低于冷 级别及以上汽车用超高强度用钢的韧性改善机理 轧，淬火+回火处理样品的屈强比低于临界退火处 不明与韧性评价方法不当：在超高强度钢成形及 理.在组织方面，Fe-Mn-AlC系中锰钢普遍展现 服役条件下应变量、应变速率、应力状态等条件 出了奥氏体+铁素体(+马氏体)的组织，除调控基 对回弹、开裂、起皱等典型缺陷的影响规律不清 体相的体积分数之外，控制合金成分以避免δ铁 楚；高速、大冲击负荷下金属的流动性、结构刚 素体、K-碳化物的产生也尤为重要，一般控制A! 度、吸收性能及应变速率敏感性等碰撞性能参数 的质量分数在5%以下可以避免二者的产生. 的物理模型及数值分析等研究设计很少：不同状 Mn和A1的含量会影响层错能，进而决定钢 态原板下电阻点焊对接头强度韧性影响规律等应 的变形机制.TRIP效应作为Fe-Mn-A-C系中锰 用方面的研究更是匮乏，以及在后续服役过程可 钢的主要变形机制，通常受到奥氏体含量及稳定 能出现的延迟开裂问题都限制了中锰钢的推广应织结构、变形与断裂机制出发进行了分析. 发现 在成分设计方面，要充分利用 Al 在轻量化以及影 响层错能方面的效果，Mn 对奥氏体体积分数和稳 定性的影响，C 在产生碳化物析出形成第二相强 化的效果. 对于 Mn 和 Al 这两种最重要的合金元 素，二者对奥氏体的影响效果是相反的，一般控制 Mn/Al 在 1.5～3 之间. 为避免 C 在焊接性等方面 的不利影响，一般控制其质量分数在 0.2%～0.4% 之间. V、Nb、Ti 作为碳化物形成元素，其含量一 般与 C 对应 ，利用其第二相强化效果时要控制 Al 和 Si 的含量，后二者会抑制碳化物的产生. 临界退火和淬火+回火作为目前 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢轧后最常用的两种热处理工艺，前者对 延伸率的影响更加有利，而后者更偏重于牺牲过 高的延伸率来提高强度. 因为强塑积与延伸率呈 现出明显的正相关关系，临界退火工艺更易得到 高强塑积. 同时，热轧样品的屈强比普遍低于冷 轧，淬火+回火处理样品的屈强比低于临界退火处 理. 在组织方面，Fe−Mn−Al−C 系中锰钢普遍展现 出了奥氏体+铁素体（+马氏体）的组织，除调控基 体相的体积分数之外，控制合金成分以避免 δ-铁 素体、κ-碳化物的产生也尤为重要，一般控制 Al 的质量分数在 5% 以下可以避免二者的产生. Mn 和 Al 的含量会影响层错能，进而决定钢 的变形机制. TRIP 效应作为 Fe−Mn−Al−C 系中锰 钢的主要变形机制，通常受到奥氏体含量及稳定 性的影响. 奥氏体含量一般由化学成分和工艺参 数决定，奥氏体稳定性则会受到化学成分、晶粒尺 寸和晶粒形态的影响. 一般希望获得适中的奥氏 体稳定性，在变形过程中发生奥氏体的非同步转 变，以充分发挥 TRIP 效应的效果. 加工硬化速率 曲线通常会用来反映材料的变形过程，目前研究 出现的三阶段曲线在第二、三段的解释上仍存在 分歧. 目前 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的性能已基本满 足使用需求，但其在研究过程中出现的工艺窗口 小的问题仍限制其推广与使用，成分含量及工艺 参数的微小变化都会导致性能的巨大改变，给实 际生产过程提出了难题. 另外，中锰钢的研究重点 主要集中在成分设计与组织性能调控上，而针对 其在成型及服役条件下的组织性能表征预评价和 相关的应用基础研究存在明显不足. 比如 1500 MPa 级别及以上汽车用超高强度用钢的韧性改善机理 不明与韧性评价方法不当；在超高强度钢成形及 服役条件下应变量、应变速率、应力状态等条件 对回弹、开裂、起皱等典型缺陷的影响规律不清 楚；高速、大冲击负荷下金属的流动性、结构刚 度、吸收性能及应变速率敏感性等碰撞性能参数 的物理模型及数值分析等研究设计很少；不同状 态原板下电阻点焊对接头强度韧性影响规律等应 用方面的研究更是匮乏，以及在后续服役过程可 能出现的延迟开裂问题都限制了中锰钢的推广应 (a) (b) UFG α+γ UFG α+γ UFG α+γ Non metallic inclusion Neck region Ultra-fine grained ferrite+austenite δ-ferrite δ-ferrite UFG α+γ(α′) UFG α+γ(α′) UFG α+γ(α′) Cleavage fracture δ-ferrite δ-ferrite γ γ α′ α′ α α Tensile direction Void initiation Tensile direction TD RD Shear stress at interface RD—rolling direction；ND—normal direction 图 13 临界退火后的 Fe–6Mn–3Al–0.3C–1.5Si 钢在拉伸变形时的破坏形成模型[94] . （a）在 UFG 区的孔洞萌生模型；（b）类解理裂纹的形成模型 Fig.13 Model for damage formation during the tensile deformation of intercritically annealed Fe–6Mn–3Al–0.3C–1.5Si steel[94] : (a) model for void initiation in the UFG constituent; (b) model for cleavage-like crack creation · 824 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期