818 工程科学学报，第42卷，第7期 料微观组织的影响，随着退火温度的提高，会使奥 的材料延伸率和强塑积进行分析，1,20（如 氏体晶粒逐渐变大，形态由片层状转变为等轴状， 图4(a)所示)，材料的强塑积与延伸率表现出了明 奥氏体含量增加但稳定性降低，奥氏体含量的增 显的正相关关系，所以要提高Fe-Mn-Al-C系中 加促进了TIP效应，但稳定性的过分降低会导致 锰钢的强韧性，充分研究其增塑机制尤为重要.而 塑性的恶化问退火时间对组织的影响与退火温度 临界退火工艺的样品在高强韧性方面（图中黄色 相似，随着时间的延长，CMn从铁素体向奥氏体 区域)相较于淬火+回火工艺更占优势.但有些场 配分，出现CMn的富集区，导致各区域奥氏体稳 合对材料的使用要求更偏重于强度，可以利用 定性不同，从而发生奥氏体的非连续转变，改善了 Q&T工艺牺牲过高的延伸率换取更高的强度.如 TRIP效应的延续性，39- 图4(b)所示7，对于Fe-8Mn-3A1-0.5C中锰钢， 除临界退火之外，轧后进行淬火+回火的工艺 Q&T处理后的样品虽强塑积不及IA处理的样品 也十分常见，指的是轧后样品加热到两相区保温 (45.7GPa%相较于61.4GPa%),但在保证足够塑 一段时间后水冷到室温，再加热到200~400℃回 性（延伸率为30.1%）的基础上抗拉强度达到1.5GPa 火后空冷至室温.图3(b)表示常见的淬火+回火工 以上 艺路径，路径4表示热轧后进行淬火+回火工艺 对于一些需要二次加工的部件，会要求材料 (HR+Q&T),路径5表示冷轧后进行淬火+回火工 有较低的屈强比（屈服强度与抗拉强度的比值， 艺(CR+Q&T).在水冷过程中，奥氏体组织会有一 YR),即材料较容易发生塑性变形进行二次加工， 部分转变为马氏体，而过多的马氏体会严重降低 但不容易失效断裂.根据图4(b),Q&T工艺相较 材料的塑性，同时较低的奥氏体稳定性使TRIP效 于IA有更低的屈强比(0.6相较于0.84).而根据 应过快发生，回火过程会在回火马氏体中析出细 图55，，20川，文献中样品的屈强比与屈服强度呈 小的碳化物，并使C、Mn元素在奥氏体中富集，提 现出一定的正相关趋势，对于屈强比较高（大于 高奥氏体的稳定性，改善TIP效应的延续性，大 0.8)的样品，冷轧（黑色标识）样品的比例要大于 大改善材料的性能.Lee等s研究了回火温度对 热轧样品（红色标识）.所以热轧后进行淬火+回火 Fe-8.8Mn-5.1Al-0.31C组织和性能的影响，100℃ 工艺的样品可以实现更低的屈强比.有关于屈强 回火100min后在回火马氏体上析出细小的渗碳 比更详细的研究可以从弹性模量和加工硬化行为 体，性能达到最佳（抗拉强度为1.56GPa,延伸率 人手 为16.8%)：而随着回火温度的提高，析出物尺寸逐 3Fe-Mn-A-C系中锰钢的微观组织及演 渐增大，回火温度达到300℃时，析出物从渗碳体 变规律 转变为粗大的κ碳化物，性能有所下降（抗拉强度 为1.09GPa,延伸率为17%). Fe-Mn-Al-C系钢的微观组织主要以奥氏 将近几年有关于Fe-M-Al-C系中锰钢研究 体+铁素体为基体，对于锰含量比较高的情况，会 1600 a)▲RA (b) ▲CR+LA 1400 -IA 60 跟地r 1200 -Q&T CR+Q&T 1000 s 800 600 Specimen UTS/MPa YS/MPa TE/YR PSENGPa-) 400 QT300 1519.7921.7 0.1 0.6 457 30 1A700 1090.1 9178 56.30.84 614 200 20 0 0 10 2030405060 70 80 0.1 0.20.30.40.5 0.6 Total elongation/% Engineering strain UTS-ultimate tensile strength;YS-yield strength;TE-total elongation:YR-yield ratio;PSE-product of strength and elongation 图4Fe-Mn-Al-C系中锰钢力学性能与工艺的关系.(a)中锰钢在不同工艺下的强塑积和延伸率分布：(b)Fe-8Mn-3A-0.5C两种工艺样品的工 程应力应变曲线切 Fig4 Relations between mechanical properties and processes of Fe-Mn-AL-C medium Mn steels:(a)PSE and TE distribution of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels in different processes,(b)engineering stress-strain curves oftwo different processes in Fe-8Mn-3Al-0.5C料微观组织的影响，随着退火温度的提高，会使奥 氏体晶粒逐渐变大，形态由片层状转变为等轴状， 奥氏体含量增加但稳定性降低，奥氏体含量的增 加促进了 TRIP 效应，但稳定性的过分降低会导致 塑性的恶化[5] . 退火时间对组织的影响与退火温度 相似，随着时间的延长，C/Mn 从铁素体向奥氏体 配分，出现 C/Mn 的富集区，导致各区域奥氏体稳 定性不同，从而发生奥氏体的非连续转变，改善了 TRIP 效应的延续性[5,39−41] . 除临界退火之外，轧后进行淬火+回火的工艺 也十分常见，指的是轧后样品加热到两相区保温 一段时间后水冷到室温，再加热到 200～400 ℃ 回 火后空冷至室温. 图 3（b）表示常见的淬火+回火工 艺路径，路径 4 表示热轧后进行淬火+回火工艺 （HR+Q&T），路径 5 表示冷轧后进行淬火+回火工 艺（CR+Q&T）. 在水冷过程中，奥氏体组织会有一 部分转变为马氏体，而过多的马氏体会严重降低 材料的塑性，同时较低的奥氏体稳定性使 TRIP 效 应过快发生，回火过程会在回火马氏体中析出细 小的碳化物，并使 C、Mn 元素在奥氏体中富集，提 高奥氏体的稳定性，改善 TRIP 效应的延续性，大 大改善材料的性能. Lee 等[53] 研究了回火温度对 Fe–8.8Mn–5.1Al–0.31C 组织和性能的影响，100 ℃ 回火 100 min 后在回火马氏体上析出细小的渗碳 体，性能达到最佳（抗拉强度为 1.56 GPa，延伸率 为 16.8%）；而随着回火温度的提高，析出物尺寸逐 渐增大，回火温度达到 300 ℃ 时，析出物从渗碳体 转变为粗大的 κ-碳化物，性能有所下降（抗拉强度 为 1.09 GPa，延伸率为 17%）. 将近几年有关于 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢研究 的 材 料 延 伸 率 和 强 塑 积 进 行 分 析 [5,11,20−41] （ 如 图 4（a）所示），材料的强塑积与延伸率表现出了明 显的正相关关系，所以要提高 Fe−Mn−Al−C 系中 锰钢的强韧性，充分研究其增塑机制尤为重要. 而 临界退火工艺的样品在高强韧性方面（图中黄色 区域）相较于淬火+回火工艺更占优势. 但有些场 合对材料的使用要求更偏重于强度 ，可以利用 Q&T 工艺牺牲过高的延伸率换取更高的强度. 如 图 4（b）所示[47] ，对于 Fe–8Mn–3Al–0.5C 中锰钢， Q&T 处理后的样品虽强塑积不及 IA 处理的样品 （45.7 GPa·% 相较于 61.4 GPa·%），但在保证足够塑 性（延伸率为 30.1%）的基础上抗拉强度达到 1.5 GPa 以上. 对于一些需要二次加工的部件，会要求材料 有较低的屈强比（屈服强度与抗拉强度的比值， YR），即材料较容易发生塑性变形进行二次加工， 但不容易失效断裂. 根据图 4（b），Q&T 工艺相较 于 IA 有更低的屈强比（0.6 相较于 0.84）. 而根据 图 5 [5,11,20−41] ，文献中样品的屈强比与屈服强度呈 现出一定的正相关趋势，对于屈强比较高（大于 0.8）的样品，冷轧（黑色标识）样品的比例要大于 热轧样品（红色标识）. 所以热轧后进行淬火+回火 工艺的样品可以实现更低的屈强比. 有关于屈强 比更详细的研究可以从弹性模量和加工硬化行为 入手. 3    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的微观组织及演 变规律 Fe−Mn−Al−C 系钢的微观组织主要以奥氏 体+铁素体为基体，对于锰含量比较高的情况，会 70 60 50 40 30 20 0 30 40 10 Total elongation/% 50 70 PSE/(GPa· %) 20 60 80 HR+IA (a) CR+IA WR+IA HR+Q&T CR+Q&T 1200 1600 800 600 400 200 0 0 0.1 Engineering strain 0.2 0.4 Engineering stress/MPa 1400 1000 0.3 0.5 0.6 (b) IA Q&T Specimen UTS/MPa YS/MPa TE/% YR PSE/(GPa·%) QT300 1519.7 921.7 30.1 0.6 45.7 IA700 1090.1 917.8 56.3 0.84 61.4 UTS—ultimate tensile strength；YS—yield strength；TE—total elongation；YR—yield ratio；PSE—product of strength and elongation 图 4 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢力学性能与工艺的关系. （a）中锰钢在不同工艺下的强塑积和延伸率分布；（b）Fe–8Mn–3Al–0.5C 两种工艺样品的工 程应力应变曲线[47] Fig.4 Relations between mechanical properties and processes of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels: (a) PSE and TE distribution of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels in different processes; (b) engineering stress–strain curves of two different processes in Fe–8Mn–3Al–0.5C[47] · 818 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期