宋仁伯等：Fe-M-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 823 10000 200000 断裂区主要由奥氏体的变形导致，而解理断裂主 140000 二A900 8000 1200 要与铁素体的变形有关.Li等研究固溶处理下 W/ 10000 1500002 00 的Fe-8Mn-6Al-0.2C的断裂形貌时，如图12(a) 6000 60000 400 所示，除了发现一定量的韧窝(Dimple)之外，还观 a.00s0.01000150020002s 4000 察到了一些解理断裂的特征，如二次裂纹 50000 (Secondary crack)、河流花样(River pattern)和人字 2000 形裂纹(Herringbone crack)等.Zhou等IB9在以细晶 12 区（奥氏体+马氏体，FG)+粗大δ相为组织特征的 0 0.050.100.150.200.250.300.350.40 Ture strain Fe-8Mn-8Al-0.8C中也发现了两种断裂形貌结合 图11Fe-6Mn-2A-0.4C在不同退火温度下的加工硬化速率曲线 的特征，同样将韧性断裂归因于奥氏体的变形，而 Fig.11 Working hardening rate curves at various annealing temper- 解理断裂则源于不稳定奥氏体变形时应力向δ相 atures in Fe-6Mn-2Al-0.4C is] 转移导致的应力集中，断裂机制示意图如图12(b) 织来说，变形会优先在铁素体中变形5,20,23,21,35,40-， 所示 Choi等9的研究证明了铁素体在第一阶段相较奥 Choi等9在热轧+临界退火处理后的Fe-6Mn- 氏体有更高的硬化效果，Cai等证明奥氏体含量 3A1-0.3C-1.5Si的中获得了粗大的8-铁素体板条 在此阶段基本不变.对于这一阶段的解释，研究者 和铁素体+奥氏体的极细晶区(UFG)的主要组织. 研究其断裂机制时发现，在平行于板面方向发现 已基本达成一致；第二阶段曲线出现一定的回升 了沿δ板条或δα+y界面分布的类解理裂纹，源自 (有些曲线在第二阶段会以较第一阶段更小的斜 于8-铁素体中或8与UFG界面处非金属夹杂产生 率下降)，部分研究者将其解释为铁素体内位错的 的孔洞，与应变条件下软塑性的铁素体和因变形 缠结)，也有部分研究者将其解释为TWIP效应的 产生的硬相马氏体之间的局部界面剥离的共同作 发生2，第三阶段曲线上下浮动，原因是TRIP效 用.孔洞与解理裂纹产生的示意图如图13所示. 应的发生导致奥氏体向马氏体转变，再将变形转移 此外，晶间粗大K*相容易成为裂纹源，从而使 到未变形奥氏体，这样的软硬交替导致了曲线的浮 材料过早失效断裂四.综上所述，在组织控制方 动，也有研究者认为仍然有TWIP效应的作用] 面，因尽量避免粗大的板条状8-铁素体和晶间* 而对于LA700样品WHR曲线的延续性尤为突出， 碳化物的产生，以减小变形过程中产生解理裂纹 说明其奥氏体稳定性处在一个适中的水平，且梯 的可能性 度分布，发生奥氏体的非同步转变 5结语与展望 4.2Fe-Mn-A-C系中锰钢断裂机制 对于常见的以奥氏体+铁素体的双相组织，表 本文总结了近年来国内外关于Fe-Mn-Al-C 现出了解理+韧性断裂的复合特征，一般认为韧性 系中锰钢的研究现状，从成分设计、工艺设计、组 (a) (b) River po econdary crad c:Ductile RD-rolling direction;TD -transverse direction;FG- -fine-grained region 图12Fe-Mn-Al-C系中锰钢的断裂机制.(a)Fe-8Mn-6Al-02C拉伸变形后的SEM断口形貌：(b)Fe-8Mn-8A-O.8C拉伸变形中复合断裂示 意图B1 Fig.12 Fracture mechanism of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels:(a)SEM fractograph after tensile deformation in Fe-8Mn-6Al-0.2C;(b)schematic illustration showing the formation of mixed fracture during tensile deformation for Fe-8Mn-8A-0.8C织来说，变形会优先在铁素体中变形[5,20,23,21,35,40−41] ， Choi 等[94] 的研究证明了铁素体在第一阶段相较奥 氏体有更高的硬化效果，Cai 等[23]证明奥氏体含量 在此阶段基本不变. 对于这一阶段的解释，研究者 已基本达成一致；第二阶段曲线出现一定的回升 （有些曲线在第二阶段会以较第一阶段更小的斜 率下降），部分研究者将其解释为铁素体内位错的 缠结[5] ，也有部分研究者将其解释为 TWIP 效应的 发生[27] ；第三阶段曲线上下浮动，原因是 TRIP 效 应的发生导致奥氏体向马氏体转变，再将变形转移 到未变形奥氏体，这样的软硬交替导致了曲线的浮 动，也有研究者认为仍然有 TWIP 效应的作用[23] . 而对于 IA700 样品 WHR 曲线的延续性尤为突出， 说明其奥氏体稳定性处在一个适中的水平，且梯 度分布，发生奥氏体的非同步转变. 4.2    Fe−Mn−Al−C 系中锰钢断裂机制 对于常见的以奥氏体+铁素体的双相组织，表 现出了解理+韧性断裂的复合特征，一般认为韧性 断裂区主要由奥氏体的变形导致，而解理断裂主 要与铁素体的变形有关. Li 等[41] 研究固溶处理下 的 Fe–8Mn–6Al–0.2C 的断裂形貌时，如图 12（a） 所示，除了发现一定量的韧窝（Dimple）之外，还观 察 到 了 一 些 解 理 断 裂 的 特 征 ， 如 二 次 裂 纹 （Secondary crack）、河流花样（River pattern）和人字 形裂纹（Herringbone crack）等. Zhou 等[39] 在以细晶 区（奥氏体+马氏体，FG）+粗大 δ 相为组织特征的 Fe–8Mn–8Al–0.8C 中也发现了两种断裂形貌结合 的特征，同样将韧性断裂归因于奥氏体的变形，而 解理断裂则源于不稳定奥氏体变形时应力向 δ 相 转移导致的应力集中，断裂机制示意图如图 12（b） 所示. Choi 等[94] 在热轧+临界退火处理后的 Fe–6Mn– 3Al–0.3C–1.5Si 的中获得了粗大的 δ-铁素体板条 和铁素体+奥氏体的极细晶区（UFG）的主要组织. 研究其断裂机制时发现，在平行于板面方向发现 了沿 δ 板条或 δ/α+γ 界面分布的类解理裂纹，源自 于 δ-铁素体中或 δ 与 UFG 界面处非金属夹杂产生 的孔洞，与应变条件下软塑性的铁素体和因变形 产生的硬相马氏体之间的局部界面剥离的共同作 用. 孔洞与解理裂纹产生的示意图如图 13 所示. 此外，晶间粗大 κ*相容易成为裂纹源，从而使 材料过早失效断裂[72] . 综上所述，在组织控制方 面，因尽量避免粗大的板条状 δ-铁素体和晶间 κ*- 碳化物的产生，以减小变形过程中产生解理裂纹 的可能性. 5    结语与展望 本文总结了近年来国内外关于 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状，从成分设计、工艺设计、组 8000 6000 10000 2000 0 0 0.15 0.20 0.05 Ture strain 0.30 0.40 Work hardening rate/MPa Work hardening rate/MPa 4000 150000 IA650 IA700 IA775 100000 200000 0 50000 0.10 0.25 0.35 120000 100000 60000 0 0.005 1st 2rd 3rd 0.010 Ture strain 0.020 0.025 Work hardening rate/MPa 80000 140000 0.015 40000 图 11 Fe–6Mn–2Al–0.4C 在不同退火温度下的加工硬化速率曲线[5] Fig.11 Working hardening rate curves at various annealing temper￾atures in Fe–6Mn–2Al–0.4C [5] (a) (b) Herringbone crack Dimples FG FG FG FG River pattern Secondary crack α′ α′ α′ δ δ δ-ferrite δ-ferrite γγ FG a b c Stress partition α′ α′ δ α′ δ γu γ δ γu γu: Unstable austenite Tensile deformation a: Cleavage b: Ductile c: Ductile TD RD RD—rolling direction；TD—transverse direction；FG—fine-grained region 图 12 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢的断裂机制. （a）Fe–8Mn–6Al–0.2C 拉伸变形后的 SEM 断口形貌[41] ；（b）Fe–8Mn–8Al–0.8C 拉伸变形中复合断裂示 意图[39] Fig.12 Fracture mechanism of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels: (a) SEM fractograph after tensile deformation in Fe–8Mn–6Al–0.2C[41] ; (b) schematic illustration showing the formation of mixed fracture during tensile deformation for Fe–8Mn–8Al–0.8C[39] 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 823 ·