宋仁伯等：Fe-Mn-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 821 粗大K*相，再产生对性能有利的晶内细小K相 △GY-e是由Yce到hcp的吉布斯自由能差异，mJ,可 因此，很难单纯利用到K碳化物的有利作用. 以根据公式(5)计算；σ是ye界面的表面能，通常 图9是900℃下Mn的质量分数为10%情况 取9mJ-m2482 下的Fe-Mn-Al-C平衡相图，在某些情况下还会 4 0、 (4) 产生M3C析出物和B2相，均对材料性能不利并诱 3aN 导脆性断裂的发生，在成分设计时应避免其产生， AG-e=∑XAGe+∑XX;A写e+AGg (5) 4.0 3.5 Y+MC+k 式中，a,是奥氏体的点阵常数，m,可以根据XRD 3.0 里2.5 数据得到；N是阿伏伽德罗常数，一般取值6.02× Y+M.C Y+k 10;X是i元素的摩尔分数；△2为y→ε过程中 由于i和j元素相互作用而改变的自由能，m: y+kta a+k △G为y→ε过程中磁性作用对吉布斯自由能变 0.5 01 化的影响，mJ 2 6 8 10 12 4 研究表明3叨，层错能与晶粒尺寸、化学成分等 Al content in mass/% 因素有关.Lee与Choi I81通过计算Fe-Mn二元体 国9Mn的质量分数为10%时通过实验（数据点m-)以及基于 FactSage6.4(实线)和CALPHAD(虚线网)计算得到的Fe-Mn-A-C 系溶质模型发现，层错能随着晶粒的细化而增加， 合金900℃热力学相图 Zambrano的研究也得出了相同的结论[8结合 Fig.9 Isothermal phase sections of Fe-Mn-Al-C alloys at 900 C Mn、Al元素对层错能的影响规律，绘制出示意图. established by experiments (indicidual points)calculated from 如图10所示，层错能随Mn含量的增加呈先减小 FactSage 6.4 (solid lines and from CALPHAD approach (dotted lines)when Mn content is 10% 后增大的趋势，当Mn的质量分数为13%左右时 层错能达到最低值，中锰钢的Mn质量分数在 4Fe-Mn-A-C系中锰钢的塑性变形及断 3%~12%之间，此范围内可认为层错能随Mn元 裂行为 素的增大而增大；同样图中还表明层错能随着 Fe-Mn-Al-C系中锰钢作为第三代先进高强 A1含量的增加而增加⑧：对于其他元素，C会提高 度汽车用钢的主要组成部分，充分利用TRIP效应、 层错能而Si会降低层错能 TWIP效应等变形机制与位错强化、细晶强化、固 溶强化、第二相强化等强化机制相结合，以获得优 秀的应变硬化效果并充分发挥材料的塑性， 100 4.1Fe-Mn-A-C系中锰钢变形机制 80 材料在受到应变的时候发生变形的机制会对 60 40 其组织和性能产生重要影响，Fe-Mn-A-C钢的变 20 形机制主要有：相变诱导塑性(TRIP)、孪晶诱导塑 0 性(TWIP),因位错滑移而产生的剪切带诱导塑性 12 (SIP)和微带诱导塑性(MBIP)等.大量研究表明， 变形机制的种类与奥氏体中的层错能(SFE)有关： mass/% 4680 0 Al content in mass/ 当SFE<18mJm2时，主要发生TRIP效应；当SFE 图10用3D呈现的Fe-M-A-C钢在室温下基于成分的SFE图 处于12~35mJm2之间时，主要发生TWIP效应； Fig.10 Composition-dependent SFE map of Fe-Mn-Al-C steels at 而当SFE>35mJm2时，变形机制主要以位错滑移 room temperatures presented in 3D 引起的SIP效应与MBIP效应为主O.SFE的具体 基于中锰系锰含量的范围和前面提到的 计算]可以按照公式(3)： Mn/Al的限制，Fe-Mn-Al-C系中锰钢的层错能不 SFE=2pAGY→e+2o (3) 会太高，变形机制以TRIP效应为主，有些情况下 式中，p是原子沿111}密排面的摩尔表面密度， 会有一定的TWIP效应为辅.TRIP效应是残余奥 m2,可以通过公式(4)由点阵常数a,计算得到； 氏体发生形变诱导相变，从而改善材料的性能.具粗大 κ*相，再产生对性能有利的晶内细小 κ’相. 因此，很难单纯利用到 κ-碳化物的有利作用. 图 9 是 900 ℃ 下 Mn 的质量分数为 10% 情况 下的 Fe−Mn−Al−C 平衡相图，在某些情况下还会 产生 M3C 析出物和 B2 相，均对材料性能不利并诱 导脆性断裂的发生，在成分设计时应避免其产生. 4    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的塑性变形及断 裂行为 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢作为第三代先进高强 度汽车用钢的主要组成部分，充分利用 TRIP 效应、 TWIP 效应等变形机制与位错强化、细晶强化、固 溶强化、第二相强化等强化机制相结合，以获得优 秀的应变硬化效果并充分发挥材料的塑性. 4.1    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢变形机制 材料在受到应变的时候发生变形的机制会对 其组织和性能产生重要影响，Fe−Mn−Al−C 钢的变 形机制主要有：相变诱导塑性（TRIP）、孪晶诱导塑 性（TWIP），因位错滑移而产生的剪切带诱导塑性 （SIP）和微带诱导塑性（MBIP）等. 大量研究表明， 变形机制的种类与奥氏体中的层错能（SFE）有关： 当 SFE< 18 mJ∙m−2 时，主要发生 TRIP 效应；当 SFE 处于 12～35 mJ∙m−2 之间时，主要发生 TWIP 效应； 而当 SFE> 35 mJ∙m−2 时，变形机制主要以位错滑移 引起的 SIP 效应与 MBIP 效应为主[80] . SFE 的具体 计算[81] 可以按照公式（3）： SFE = 2ρ∆G γ→ε +2σ （3） 式中， ρ 是原子沿{111}密排面的摩尔表面密度， m −2，可以通过公式（ 4）由点阵常数 αγ 计算得到； ∆G γ→ε是由 γfcc 到 εhcp 的吉布斯自由能差异，mJ，可 以根据公式（5）计算；σ 是 γ/ε 界面的表面能，通常 取 9 mJ∙m−2[82] . ρ= 4 √ 3α 2 γN （4） ∆G γ→ε = ∑ i Xi∆G γ→ε i + ∑ i j XiXj∆Ω γ→ε i j +∆G γ→ε mag （5） ∆Ω γ→ε i j γ → ε ∆G γ→ε mag γ → ε 式中，αγ 是奥氏体的点阵常数，m，可以根据 XRD 数据得到；N 是阿伏伽德罗常数，一般取值 6.02× 1023 ；Xi 是 i 元素的摩尔分数； 为 过程中 由 于 i 和 j 元素相互作用而改变的自由能 ， mJ； 为 过程中磁性作用对吉布斯自由能变 化的影响，mJ. 研究表明[39] ，层错能与晶粒尺寸、化学成分等 因素有关. Lee 与 Choi [83] 通过计算 Fe–Mn 二元体 系溶质模型发现，层错能随着晶粒的细化而增加， Zambrano 的研究也得出了相同的结论[84] . 结合 Mn、Al 元素对层错能的影响规律，绘制出示意图. 如图 10 所示，层错能随 Mn 含量的增加呈先减小 后增大的趋势，当 Mn 的质量分数为 13% 左右时 层错能达到最低值 ，中锰钢 的 Mn 质量分数 在 3%～12% 之间，此范围内可认为层错能随 Mn 元 素的增大而增大 ；同样图中还表明层错能随着 Al 含量的增加而增加[85] ；对于其他元素，C 会提高 层错能而 Si 会降低层错能. 基于中锰系锰含量的范围和前面提到 的 Mn/Al 的限制，Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的层错能不 会太高，变形机制以 TRIP 效应为主，有些情况下 会有一定的 TWIP 效应为辅. TRIP 效应是残余奥 氏体发生形变诱导相变，从而改善材料的性能. 具 3.5 3.0 4.0 2.0 1.5 1.0 0.5 0 0 6 8 2 Al content in mass/% 10 14 C content in mass/ % 2.5 4 12 γ+κ+α α+κ γ+κ γ+M3C γ+M3C+κ B2+κ γ 图 9 Mn 的质量分数为 10% 时通过实验（数据点[77-78] ）以及基于 FactSage 6.4（实线[72] ）和 CALPHAD（虚线[79] ）计算得到的 Fe–Mn–Al–C 合金 900 ℃ 热力学相图 Fig.9 Isothermal phase sections of Fe –Mn –Al –C alloys at 900 ℃ established by experiments (indicidual points[77-78] ), calculated from FactSage 6.4 (solid lines[72] ) and from CALPHAD approach (dotted lines[79] ) when Mn content is 10% 100 60 40 20 2 0 6 8 10 SFE/(mJ·m−2 ) 80 12 4 5 0 15 20 25 10 图 10 用 3D 呈现的 Fe–Mn–Al–C 钢在室温下基于成分的 SFE 图 Fig.10 Composition-dependent SFE map of Fe –Mn –Al –C steels at room temperatures presented in 3D 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 821 ·