徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 .565· 热轧 热轧 Ac 淬火 临界退火 Ac 回火 冷轧 图6中锰钢两种典型加工热处理工艺（α：铁素体Y:奥氏体8：高温铁素体）.(a)低铝（无高温铁素体）中锰钢临界退火工艺图；(b)高铝 (含高温铁素体)热轧中锰钢淬火回火工艺图 Fig.6 Typical process and heating treatments of medium Mn steels (a:ferrite,y:austenite,:ferrite):(a)annealing process of lower aluminum (without 8-Fe)medium Mn steel;(b)quenching+tempering process of higher aluminum (with 8-Fe)hot-rolling medium Mn steel 1200MPa,延性10%：600℃退火钢的屈服通过铁 也相对低，稳定性适中，利于发生连续的TRP效 素体局部塑性变形控制，抗拉强度870MPa,延伸 应，因此强塑积(50.5GPa·%)高于罩式炉退火 率41.5%，得到更高的强塑积.即使都在双相区 (44.5GPa%),这个现象对于大规模的工业生产 进行临界退火得到相同的组织，由于晶粒尺寸、化 来说是个好现象.但是本实验室对这两种材料对 学成分等差别，也会导致拉伸性能有明显不同，同 比研究发现，连续退火试样没有应变时效段，且氢 时，实验发现在不同温度退火的中锰钢应变硬化 脆敏感性特别高，很大的吕德斯带也需要引起关 率可分为4个阶段，低于1000℃退火试样均存在 注.Hu等[2]利用差动扫描量热法研究0.1C-5Mn 第V阶段（图7(b)),对应的TWIP效应，在较高温 度1000℃退火的时候则不存在此阶段.可能是由 冷轧中锰钢在热处理过程中的相变行为发现，当 于高温退火导致晶粒长大、奥氏体不稳定，体现在 冷轧压下量比较小的时候，需要较长时间退火得 性能方面就是强塑积降低).0.2C-12Mn-5A1中 到高强塑积：冷轧压下量较大的时候，由于位错密 锰钢分别在800℃和900℃退火，通过计算发现在 度高，相变激活能大，因而短时间的退火就能得到 900℃退火时，M(马氏体相变点)点高，同时晶粒 较高强塑积. 尺寸大，此温度退火试样得到更适合的亚稳奥氏 4.2QT(淬火回火)工艺 体，抗拉强度>900MPa,延伸率>54%[) 对A含量比较高的中锰钢，Cai等[6，]和i 使用同样的退火温度，调整退火时间则组织 等[]研究发现临界退火时间太长奥氏体过于稳定， 和性能也有明显的不同.Luo等s)研究了罩式退 而且奥氏体中的位错密度减小，加工硬化率降低 火和连续退火的冷轧7Mn中锰钢性能，连续退火 而通过淬火+回火的方式（如图6(b))得到双相组 的晶粒小，奥氏体中的稳定元素C和Mn质量分数 织，实验证明强塑积比临界退火工艺的要高，如表 1200 700℃…900℃ 6000T 一7009℃..900℃ 1000 --.800℃--·1000℃ 星500 ---800℃ -=1000℃ Stage edW/s 800 4000 & 600 3000 400 2000 200 0.1 0.20.30.40.5 0.6 0.2 0.3 0.4 工程应变，e 其应变，8 图7Fe-10.1Mn-6.3A-0.3C中锰钢700,800、900和1000℃退火10min,拉伸速率104s1对应的工程应力-应变曲线(a)和应变硬 化率-真应变曲线(b)[1) Fig.7 Engineering stress ts strain (a)and strain hardening rate rs true strain (b)of Fe-10.1Mn-6.3Al-0.26C steel annealed at 700,800,900 and 1000 C for 10 min at a strain rate of 10-4s]徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 图 6 中锰钢两种典型加工热处理工艺(琢:铁素体 酌:奥氏体 啄:高温铁素体). (a) 低铝(无高温铁素体)中锰钢临界退火工艺图; (b) 高铝 (含高温铁素体)热轧中锰钢淬火回火工艺图 Fig. 6 Typical process and heating treatments of medium Mn steels (琢: ferrite ,酌: austenite,啄: ferrite): (a) annealing process of lower aluminum (without 啄鄄Fe) medium Mn steel; (b) quenching + tempering process of higher aluminum (with 啄鄄Fe) hot鄄rolling medium Mn steel 1200 MPa,延性 10% ;600 益 退火钢的屈服通过铁 素体局部塑性变形控制,抗拉强度 870 MPa,延伸 图 7 Fe鄄鄄10郾 1Mn鄄鄄6郾 3Al鄄鄄0郾 3C 中锰钢 700、800、900 和 1000 益 退火 10 min,拉伸速率 10 - 4 s - 1对应的工程应力鄄鄄应变曲线( a)和应变硬 化率鄄鄄真应变曲线( b) [11] Fig. 7 Engineering stress vs strain ( a) and strain hardening rate vs true strain ( b) of Fe鄄鄄10郾 1Mn鄄鄄6郾 3Al鄄鄄0郾 26C steel annealed at 700,800,900 and 1000 益 for 10 min at a strain rate of 10 - 4 s - 1 [11] 率 41郾 5% ,得到更高的强塑积. 即使都在双相区 进行临界退火得到相同的组织,由于晶粒尺寸、化 学成分等差别,也会导致拉伸性能有明显不同,同 时,实验发现在不同温度退火的中锰钢应变硬化 率可分为 4 个阶段,低于 1000 益 退火试样均存在 第郁阶段(图 7( b) ) ,对应的 TWIP 效应,在较高温 度 1000 益 退火的时候则不存在此阶段. 可能是由 于高温退火导致晶粒长大、奥氏体不稳定,体现在 性能方面就是强塑积降低[11] . 0郾 2C鄄鄄12Mn鄄鄄5Al 中 锰钢分别在 800 益 和 900 益 退火,通过计算发现在 900 益 退火时,Ms(马氏体相变点) 点高,同时晶粒 尺寸大,此温度退火试样得到更适合的亚稳奥氏 体,抗拉强度 > 900 MPa,延伸率 > 54% [7] . 使用同样的退火温度,调整退火时间则组织 和性能也有明显的不同. Luo 等[58] 研究了罩式退 火和连续退火的冷轧 7Mn 中锰钢性能,连续退火 的晶粒小,奥氏体中的稳定元素 C 和 Mn 质量分数 也相对低,稳定性适中,利于发生连续的 TRIP 效 应,因此强塑积(50郾 5 GPa·% ) 高于罩式炉退火 (44郾 5 GPa·% ) ,这个现象对于大规模的工业生产 来说是个好现象. 但是本实验室对这两种材料对 比研究发现,连续退火试样没有应变时效段,且氢 脆敏感性特别高,很大的吕德斯带也需要引起关 注. Hu 等[26]利用差动扫描量热法研究 0郾 1C鄄鄄5Mn 冷轧中锰钢在热处理过程中的相变行为发现,当 冷轧压下量比较小的时候,需要较长时间退火得 到高强塑积;冷轧压下量较大的时候,由于位错密 度高,相变激活能大,因而短时间的退火就能得到 较高强塑积. 4郾 2 QT(淬火回火)工艺 对 Al 含量比较高的中锰钢,Cai 等[6,13] 和 Li 等[17]研究发现临界退火时间太长奥氏体过于稳定, 而且奥氏体中的位错密度减小,加工硬化率降低. 而通过淬火 + 回火的方式(如图 6( b))得到双相组 织,实验证明强塑积比临界退火工艺的要高,如表 ·565·