工程科学学报，第41卷，第5期：557-572,2019年5月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.5:557-572,May 2019 D0L:10.13374/j.issn2095-9389.2019.05.002;htp:/journals.usth.edu.cm 中锰钢的研究进展与前景 徐娟萍，付豪，王正，岩雨，李金许四 北京科技大学新材料技术研究学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:Jxli65@usth.edu.cm 摘要总结了国内外中锰钢研究现状，对文献中中锰钢的成分设计、成型工艺、热处理工艺、组织性能调控等进行汇总分 析，得到了合金元素、成型工艺、微观组织结构和热处理对力学性能的影响规律，并对中锰钢的性能例如lds带和PLC带对 加工硬化率的影响、氢致延迟开裂性能给予了重点关注和讨论：同时提出借鉴第二代先进高强钢（纯奥氏体相）“层错能”这一 控制形变模式的概念，对中锰钢中奥氏体相的形变模式提出预测：最后对目前中锰钢研究的争议问题、发展前景及未来可能 面对的问题进行阐述 关键词中锰钢；TRP;强塑积；热处理；服役性能；氢脆 分类号TG142.71 Research progress and prospect of medium manganese steel XU Juan-ping,FU Hao,WANG Zheng,YAN Yu,LI Jin-xu Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083.China Corresponding author,E-mail:Jxli65@ustb.edu.cn ABSTRACT Medium manganese steels with the 3%-12%manganese content have outstanding tensile strength and elongation and low production cost.Thus,they are considered as third-generation advanced high-strength steels for automobiles.The research and development prospects and application potential of medium manganese steel in automotive parts have attracted wide attention both in China and overseas.After the medium manganese is deformed by forging or rolling,heat treatments such as quenching,tempering,and intercritical annealing is performed to obtain metastable austenite and ultra-fine ferrite/martensite microstructures.Metastable austenite transforms to martensite under flow stress,resulting in transformation-induced plasticity (TRIP)effect,which may be accompanied by twinning-induced plasticity (TWIP);the steel consequently exhibits good plasticity without sacrificing strength and thus meets the processing requirement of automobile parts with complex structures.The product of tensile strength and elongation of hot-rolled medium manganese steel,with chemical composition of Fe-0.2C-10Mn-4Al,under quenching and tempering can be larger than 70GPa%, which is higher than the current literature value.This paper summarized the current research status of medium manganese steel in Chi- na and abroad and analyzed the mechanical properties data of medium manganese steel with different chemical compositions,deforma- tion process,and heat treatment process in the literature.The influence of the chemical composition,deformation process,and heat treatment process on the microstructure and mechanical properties was discussed.The influences of special properties of medium man- ganese steels,such as luders band and PLC band,on work hardening rate and hydrogen-induced delayed cracking properties were com- prehensively discussed.Moreover,based on deformation control and prediction via the stacking fault energy of the second-generation advanced high-strength steel with pure austenite microstructure,the paper presented a deformation prediction model of the austenite phase in the medium manganese steel.Finally,the paper discussed the problems and prospects of the medium manganese steel. 收稿日期：2018-06-05 基金项目：国家自然科学基金面上资助项目(51571029)：宝武钢铁联合研究基金资助项目(U1760203,U1660104)
工程科学学报,第 41 卷,第 5 期:557鄄鄄572,2019 年 5 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 5: 557鄄鄄572, May 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 05. 002; http: / / journals. ustb. edu. cn 中锰钢的研究进展与前景 徐娟萍, 付 豪, 王 正, 岩 雨, 李金许苣 北京科技大学新材料技术研究学院, 北京 100083 苣通信作者, E鄄mail: Jxli65@ ustb. edu. cn 摘 要 总结了国内外中锰钢研究现状,对文献中中锰钢的成分设计、成型工艺、热处理工艺、组织性能调控等进行汇总分 析,得到了合金元素、成型工艺、微观组织结构和热处理对力学性能的影响规律,并对中锰钢的性能例如 l俟ders 带和 PLC 带对 加工硬化率的影响、氢致延迟开裂性能给予了重点关注和讨论;同时提出借鉴第二代先进高强钢(纯奥氏体相)“层错能冶这一 控制形变模式的概念,对中锰钢中奥氏体相的形变模式提出预测;最后对目前中锰钢研究的争议问题、发展前景及未来可能 面对的问题进行阐述. 关键词 中锰钢; TRIP; 强塑积; 热处理; 服役性能; 氢脆 分类号 TG142郾 71 收稿日期: 2018鄄鄄06鄄鄄05 基金项目: 国家自然科学基金面上资助项目(51571029);宝武钢铁联合研究基金资助项目(U1760203,U1660104) Research progress and prospect of medium manganese steel XU Juan鄄ping, FU Hao, WANG Zheng, YAN Yu, LI Jin鄄xu 苣 Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣Corresponding author, E鄄mail: Jxli65@ ustb. edu. cn ABSTRACT Medium manganese steels with the 3% - 12% manganese content have outstanding tensile strength and elongation and low production cost. Thus, they are considered as third鄄generation advanced high鄄strength steels for automobiles. The research and development prospects and application potential of medium manganese steel in automotive parts have attracted wide attention both in China and overseas. After the medium manganese is deformed by forging or rolling, heat treatments such as quenching, tempering, and intercritical annealing is performed to obtain metastable austenite and ultra鄄fine ferrite / martensite microstructures. Metastable austenite transforms to martensite under flow stress, resulting in transformation鄄induced plasticity (TRIP) effect, which may be accompanied by twinning鄄induced plasticity ( TWIP); the steel consequently exhibits good plasticity without sacrificing strength and thus meets the processing requirement of automobile parts with complex structures. The product of tensile strength and elongation of hot鄄rolled medium manganese steel, with chemical composition of Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄4Al, under quenching and tempering can be larger than 70 GPa·% , which is higher than the current literature value. This paper summarized the current research status of medium manganese steel in Chi鄄 na and abroad and analyzed the mechanical properties data of medium manganese steel with different chemical compositions, deforma鄄 tion process, and heat treatment process in the literature. The influence of the chemical composition, deformation process, and heat treatment process on the microstructure and mechanical properties was discussed. The influences of special properties of medium man鄄 ganese steels, such as l俟ders band and PLC band, on work hardening rate and hydrogen鄄induced delayed cracking properties were com鄄 prehensively discussed. Moreover, based on deformation control and prediction via the stacking fault energy of the second鄄generation advanced high鄄strength steel with pure austenite microstructure, the paper presented a deformation prediction model of the austenite phase in the medium manganese steel. Finally, the paper discussed the problems and prospects of the medium manganese steel
.558· 工程科学学报，第41卷，第5期 KEY WORDS medium Mn steel;transformation-induced plasticity (TRIP);product of tensile strength and total elongation;heat treatment;service performance;hydrogen embrittlement 随着汽车保有量的快速增加，汽车尾气对环境的 大幅度上升，生成的新相马氏体提高材料强度，所以 影响日益严重，节能减排受到国内外的格外关注.当 中锰钢强塑积很高).位错密度的升高和相界面的 前先进高强汽车板带钢的发展目标就是实现车身减 增加可提高材料的强度，中锰钢变形过程位错密度 重并兼顾驾驶安全，通过提高板带钢的强塑积实现 提升主要来源于马氏体，马氏体则来源于变形过程 钢板的减薄减轻，得到轻量化、降低油耗、环保安全 中奥氏体的相变，且相变后的新界面也会提升强度， 等实用价值.高强汽车板带钢经过了三代的发展历 因此增加奥氏体含量和细化晶粒可以提高中锰钢的 程.第一代高强钢材料包括无间隙自由钢(F钢)、 机械性能.残余奥氏体的含量及其稳定性很重要， 双相钢(DP钢)和相变诱导塑性(TRP)钢等低合金 稳定性的影响因素包括：晶粒尺寸、化学成分、显微 钢，通常强度不超过1000MPa,延伸率在20%~ 组织形貌，也与服役温度有关).本文对近几年报 30%,因而强塑积也较低（一般低于20GPa%).第 道的中锰钢的成分、工艺等进行了归纳，筛选其强塑 二代先进高强钢如高锰钢，其最大抗拉强度在 积接近或超过30GPa·%的文献，如表1所示 1100Pa左右，均匀延伸率高，最高达到95%)，因 图1(a)(图1数据源自表1)是延伸率-抗拉强 此其强塑积通常能超过50GPa·%水平.然而第二 度关系图，不论是热轧、冷轧还是温轧，随着抗拉强 代先进高强钢的合金元素质量分数超过20%，工艺 度升高，延伸率均是降低趋势：图1(b)是强塑积与 难度大、生产成本高、屈服强度低、易发生延迟开裂 奥氏体体积分数的关系图，奥氏体体积分数通过X 等，一直未能大规模走向应用 射线衍射分析计算得到.从图1(b)中可以看出，对 目前得到广泛关注的第三代先进高强钢包括淬 于热轧态和锻造态而言，强塑积与奥氏体体积分数 火配分(Q&P)钢、轻量钢、中锰TRP钢)]（以下简 的关系不太显著，这与A山元素添加与否及残余奥氏 称中锰钢).中锰钢的主要特点是低碳中合金，锰质 体计算方法不同有关，残余奥氏体的计算方法包括 量分数在3%~12%之间2】，由于合金元素含量较 两种：(1)行标YB/T5338一2006《钢中残余奥氏体 低，因而成本远低于第二代先进高强钢：由于中锰钢 定量测定X射线衍射仪法》，即原国标GB/T 中亚稳奥氏体的TRP效应[]，抗拉强度约750~ 8362一1987：(2)残余奥氏体体积分数： 2200MPa,总延伸率范围在15%~85%，强塑积可达 Va=1.41/(1.+1.41,) (1) 30~70GPa·%,性能远超第一代先进高强钢. 其中，I。、I,分别是相和奥氏体y相的累积强度 1国内外研究现状 计算方法(2)得到的残余奥氏体体积分数比行标计 目前针对中锰钢开展研究较多的国外机构有德 算值高.对于冷轧态和温轧态而言，强塑积随奥氏 国马普所、韩国延世大学、浦项科技大学等，国内有 体体积分数的增加有上升趋势，这对中锰钢的研制 钢铁研究总院、北京科技大学、东北大学等.中锰钢 有较强的指导作用，如何获得更多的亚稳奥氏体从 虽然已经有工业试制品，但大部分是实验室冶炼的 而得到较高的强塑积将成为指导成分设计和热处理 小炉样品，力学性能分散性大，成分设计和工艺技术 工艺的准则.图1(c)是强塑积与抗拉强度的关系 尚未定型，无法进行大规模工业化生产；另外，服役 图，强塑积与抗拉强度没有非常明显的对应趋势， 过程中奥氏体稳定性及抗延迟开裂能力尚未进行有 但若只考察强塑积在50GPa·%以上的数据，则发 效评估，这也是制约其产业化生产的因素之一.本 现除一个冷轧的点外，其他的点集中在抗拉强度 文将从成分设计、热处理工艺、微结构调控和服役性 1200MPa以下，原因如图1(a),抗拉强度升高的 能评价等方面综述中锰钢的研究进展，并针对其现 同时延伸率降低，导致较高强度反而有较低的强 有的初步服役性能数据，提出今后研究需重点关注 塑积，如Fe-0.47C-10Mn-2Al-0.7V经过温冷轧 的问题 回火强度达到2200MPa,延伸率16%，强塑积只有 中锰钢作为汽车用先进高强钢，组织中存在一 35.2GPa·%,Fe-0.2C-10Mn-4Al热轧态强度 定体积分数的亚稳态残余奥氏体，在变形过程中，残 889.6MPa延伸率79.6%，强塑积70.8GPa%;图1 余奥氏体部分或者全部发生应变诱导马氏体相变 (d)的是强塑积与延伸率的对应关系，强塑积均随 (TRP效应)，TRP效应可以延迟颈缩，使其延伸率 着延伸率的增加而呈现增长趋势，同样只考察强
工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 KEY WORDS medium Mn steel; transformation鄄induced plasticity (TRIP); product of tensile strength and total elongation; heat treatment; service performance; hydrogen embrittlement 随着汽车保有量的快速增加,汽车尾气对环境的 影响日益严重,节能减排受到国内外的格外关注. 当 前先进高强汽车板带钢的发展目标就是实现车身减 重并兼顾驾驶安全,通过提高板带钢的强塑积实现 钢板的减薄减轻,得到轻量化、降低油耗、环保安全 等实用价值. 高强汽车板带钢经过了三代的发展历 程. 第一代高强钢材料包括无间隙自由钢( IF 钢)、 双相钢(DP 钢)和相变诱导塑性(TRIP)钢等低合金 钢,通常强度不超过 1000 MPa, 延伸率在20% ~ 30% ,因而强塑积也较低(一般低于 20 GPa·% ). 第 二代先进高强钢如高锰钢, 其最大抗拉强度在 1100 MPa左右,均匀延伸率高,最高达到 95% [1] ,因 此其强塑积通常能超过 50 GPa·% 水平. 然而第二 代先进高强钢的合金元素质量分数超过 20% ,工艺 难度大、生产成本高、屈服强度低、易发生延迟开裂 等,一直未能大规模走向应用. 目前得到广泛关注的第三代先进高强钢包括淬 火配分(Q&P)钢、轻量钢、中锰 TRIP 钢[1] (以下简 称中锰钢). 中锰钢的主要特点是低碳中合金,锰质 量分数在 3% ~ 12% 之间[2] ,由于合金元素含量较 低,因而成本远低于第二代先进高强钢;由于中锰钢 中亚稳奥氏体的 TRIP 效应[3] ,抗拉强度约 750 ~ 2200 MPa,总延伸率范围在15% ~ 85% ,强塑积可达 30 ~ 70 GPa·% ,性能远超第一代先进高强钢. 1 国内外研究现状 目前针对中锰钢开展研究较多的国外机构有德 国马普所、韩国延世大学、浦项科技大学等,国内有 钢铁研究总院、北京科技大学、东北大学等. 中锰钢 虽然已经有工业试制品,但大部分是实验室冶炼的 小炉样品,力学性能分散性大,成分设计和工艺技术 尚未定型,无法进行大规模工业化生产;另外,服役 过程中奥氏体稳定性及抗延迟开裂能力尚未进行有 效评估,这也是制约其产业化生产的因素之一. 本 文将从成分设计、热处理工艺、微结构调控和服役性 能评价等方面综述中锰钢的研究进展,并针对其现 有的初步服役性能数据,提出今后研究需重点关注 的问题. 中锰钢作为汽车用先进高强钢,组织中存在一 定体积分数的亚稳态残余奥氏体,在变形过程中,残 余奥氏体部分或者全部发生应变诱导马氏体相变 (TRIP 效应),TRIP 效应可以延迟颈缩,使其延伸率 大幅度上升,生成的新相马氏体提高材料强度,所以 中锰钢强塑积很高[4] . 位错密度的升高和相界面的 增加可提高材料的强度,中锰钢变形过程位错密度 提升主要来源于马氏体,马氏体则来源于变形过程 中奥氏体的相变,且相变后的新界面也会提升强度, 因此增加奥氏体含量和细化晶粒可以提高中锰钢的 机械性能. 残余奥氏体的含量及其稳定性很重要, 稳定性的影响因素包括:晶粒尺寸、化学成分、显微 组织形貌,也与服役温度有关[5] . 本文对近几年报 道的中锰钢的成分、工艺等进行了归纳,筛选其强塑 积接近或超过 30 GPa·% 的文献,如表 1 所示. 图 1(a)(图 1 数据源自表 1)是延伸率鄄鄄抗拉强 度关系图,不论是热轧、冷轧还是温轧,随着抗拉强 度升高,延伸率均是降低趋势;图 1( b)是强塑积与 奥氏体体积分数的关系图,奥氏体体积分数通过 X 射线衍射分析计算得到. 从图 1(b)中可以看出,对 于热轧态和锻造态而言,强塑积与奥氏体体积分数 的关系不太显著,这与 Al 元素添加与否及残余奥氏 体计算方法不同有关,残余奥氏体的计算方法包括 两种:(1)行标 YB / T 5338—2006《钢中残余奥氏体 定量 测 定 X 射 线 衍 射 仪 法》, 即 原 国 标 GB / T 8362—1987;(2)残余奥氏体体积分数: VA = 1郾 4I酌 / (I琢 + 1郾 4I酌 ) (1) 其中,I琢 、I酌分别是 琢 相和奥氏体 酌 相的累积强度. 计算方法(2)得到的残余奥氏体体积分数比行标计 算值高. 对于冷轧态和温轧态而言,强塑积随奥氏 体体积分数的增加有上升趋势,这对中锰钢的研制 有较强的指导作用,如何获得更多的亚稳奥氏体从 而得到较高的强塑积将成为指导成分设计和热处理 工艺的准则. 图 1( c)是强塑积与抗拉强度的关系 图,强塑积与抗拉强度没有非常明显的对应趋势, 但若只考察强塑积在 50 GPa·% 以上的数据,则发 现除一个冷轧的点外,其他的点集中在抗拉强度 1200 MPa 以下,原因如图 1 ( a) ,抗拉强度升高的 同时延伸率降低,导致较高强度反而有较低的强 塑积,如 Fe鄄鄄0郾 47C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al鄄鄄0郾 7V 经过温冷轧 回火强度达到 2200 MPa,延伸率 16% ,强塑积只有 35郾 2 GPa·% , Fe鄄鄄 0郾 2C鄄鄄 10Mn鄄鄄 4Al 热 轧 态 强 度 889郾 6 MPa 延伸率 79郾 6% ,强塑积 70郾 8 GPa·% ;图 1 (d)的是强塑积与延伸率的对应关系,强塑积均随 着延伸率的增加而呈现增长趋势,同样只考察强 ·558·
徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 .559· 表1不同成分中锰钢工艺与力学性能 Table I Processes and mechanical properties of medium Mn steel with different elemental compositions 屈服 抗拉 延伸强塑积/ 参考 序号 成分 工艺 Ye/ 强度/MPa强度/MPa率/%(GPa%)% 文献 Fe-0.17C-6.6Mn-1.1A1-0.05Nb-0.22Mo-0.03N CR+IA 1082 1472 26 38.3 39 [3] 2 Fe-0.2C-5Mn F+IA 650 1150 35 40 40 [4] Fe-0.18C-11Mn-3.8Al CR+IA+Q 727 998 67 66.9 63 [5] Fe-0.2C-11Mn-2Al HR+QT 1400 37 44.8 82 [6] Fe-0.2C-11Mn-4Al HR+OT 890 40 35.6 72 [6] 6 Fe-0.2C-11Mn-6Al HR+QT 520 670 65 43.6 46 [6] > Fe-0.2C-12.4Mn-0.9si-5.2A1 CR+IA 543 34.2 47.3 [] Fe-0.23C-8.1Mn-5.3Al CR+IA 561 51.2 39.5 [7] 9 Fe-11Mn-3.8A-0.18C HR+QT 1201 344 41.6 65 [8] 10 Fe-0.2C-5Mn F+WR 1130 1296 37.6 34 [9] 1 Fe-0.2C-5Mn F+IA 620 39.8 36 [10] 2 Fe-10.1Mn-6.3Al-0.26C HR +IA 600 34.7 43 [11] 13 Fe-0.2C-5Mn F+IA 960 45 43.2 34 [12] 14 Fe-0.18C-10.62Mn-4.06A-0.03Nb HR+QT 587 1012 48.6 [13] 15 Fe-8Mn-0.4C-3Al-2Si-0.2V HR+IA 950 50.6 [14] 16 Fe-10Mn-0.2C HR+QT 700 1100 40 44 34 [15] 17 Fe-0.2C-6Mn-3.2Al HR+QT 942 35.4 33.3 33 [16] 18 Fe-0.2C-6Mn-1.6Al HR+QT 1040 40R 42.4 58 [16] 19 Fe-0.2C-6Mn-1.6Al CR +QT 1000 1060 49.8 75 [17] 9 fe-7.9Mn-0.14Si-0.05A-0.07C WR+IA 910 1600 29 46.4 37 [18] 21 Fe-0.1C-5Mn-2Si WR+0+IA 1150 29 33.4 [19] 22 Fe-0.18C-11Mn-3.8Al CR+Q 650 899 70 62.9 66 [20] 9 Fe-0.16C-6.57Mn-1.1Al-0.05Nb-0.22Mo-0.03N CR+IA 1138 1224 33 40.4 30 [21] 24 fe-0.18C-6.4Mn-2.8Al-0.1V HR+IA 752 52.7 39.6 33 [22] 25 Fe-0.2C-10.3Mn-2.9Al CR+Q 1560 26 40.6 46.7 [23] 26 Fe-0.20C-4.99Mm-0.63Si-3.03Al HR+IA 922 61 56.2 [24] 27 Fe-0.3C-6.0Mm-1.5Si-3.0Al CR+IA 1131 58 65.6 [25] 沙 Fe-0.1C-5Mn CR+IA 641 722 47.75 34.5 [26] 29 Fe-0.1C-5Mn CR+IA 730 830 36.5 30.3 10 [26] 30 Fe-7Mn-0.14C-0.23Si CR+IA 782 1012 42.3 42.8 [27] 31 Fe-0.2C-10Mn-4Al HR+QT 635.7 889.6 79.6 70.8 51 32 Fe-0.2C-10Mn-2Al HR+QT 449.0 1681.3 22.4 37.7 33 Fe-0.2C-6Mn-3A-0.58Si HR+IA 650.2 855 68.1 58.2 33.3 34 WR+IA+ Fe-0.2C-10Mn-2Al 1101.4 1332.9 33.0 44.0 CR+T WR+IA+ 35 Fe-0.47C-10Mn-2Al-0.7V 2200 2200 16 35.2 15 [28] CR+T 36 Fe-9Mn-3Ni-1.4Al-0.01C HR +IA 900 33.5 30.2 [29]△ 必 Fe-9Mn-0.05C CR+IA 1060 1193 25 29.8 37 [30] 38 Fe-8.46Mn-0.0075C CR+IA 820 84 68.9 [31]△ 注：YR代表残余奥氏体体积分数：HR代表热轧：CR代表冷轧：Q代表淬火：T代表回火：A代表临界区退火；F代表锻造；WR代表温轧：· 代表本实验室正在进展的工作：△代表机械性能数据为原文曲线读取
徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 表 1 不同成分中锰钢工艺与力学性能 Table 1 Processes and mechanical properties of medium Mn steel with different elemental compositions 序号 成分 工艺 屈服 强度/ MPa 抗拉 强度/ MPa 延伸 率/ % 强塑积/ (GPa·% ) 酌R / % 参考 文献 1 Fe鄄鄄0郾 17C鄄鄄6郾 6Mn鄄鄄1郾 1Al鄄鄄0郾 05Nb鄄鄄0郾 22Mo鄄鄄0郾 03N CR + IA 1082 1472 26 38郾 3 39 [3] 2 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + IA 650 1150 35 40 40 [4] 3 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄11Mn鄄鄄3郾 8Al CR + IA + Q 727 998 67 66郾 9 63 [5] 4 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄11Mn鄄鄄2Al HR + QT 1400 32 44郾 8 82 [6] 5 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄11Mn鄄鄄4Al HR + QT 890 40 35郾 6 72 [6] 6 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄11Mn鄄鄄6Al HR + QT 520 670 65 43郾 6 46 [6] 7 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄12郾 4Mn鄄鄄0郾 9Si鄄鄄5郾 2Al CR + IA 543 760 45 34郾 2 47郾 3 [7] 8 Fe鄄鄄0郾 23C鄄鄄8郾 1Mn鄄鄄5郾 3Al CR + IA 561 949 54 51郾 2 39郾 5 [7] 9 Fe鄄鄄11Mn鄄鄄3郾 8Al鄄鄄0郾 18C HR + QT 1201 34郾 6 41郾 6 65 [8] 10 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + WR 1130 1296 29 37郾 6 34 [9] 11 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + IA 620 1015 39郾 3 39郾 8 36 [10] 12 Fe鄄鄄10郾 1Mn鄄鄄6郾 3Al鄄鄄0郾 26C HR + IA 600 808 43 34郾 7 43 [11] 13 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄5Mn F + IA 960 45 43郾 2 34 [12] 14 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄10郾 62Mn鄄鄄4郾 06Al鄄鄄0郾 03Nb HR + QT 587 1012 48 48郾 6 78 [13] 15 Fe鄄鄄8Mn鄄鄄0郾 4C鄄鄄3Al鄄鄄2Si鄄鄄0郾 2V HR + IA 950 1100 46 50郾 6 [14] 16 Fe鄄鄄10Mn鄄鄄0郾 2C HR + QT 700 1100 40 44 34 [15] 17 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄3郾 2Al HR + QT 942 35郾 4 33郾 3 33 [16] 18 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄1郾 6Al HR + QT 1040 40郾 8 42郾 4 58 [16] 19 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄1郾 6Al CR + QT 1000 1060 47 49郾 8 75 [17] 20 Fe鄄鄄7郾 9Mn鄄鄄0郾 14Si鄄鄄0郾 05Al鄄鄄0郾 07C WR + IA 910 1600 29 46郾 4 37 [18] 21 Fe鄄鄄0郾 1C鄄鄄5Mn鄄鄄2Si WR + Q + IA 1150 29 33郾 4 [19] 22 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄11Mn鄄鄄3郾 8Al CR + Q 650 899 70 62郾 9 66 [20] 23 Fe鄄鄄0郾 16C鄄鄄6郾 57Mn鄄鄄1郾 1Al鄄鄄0郾 05Nb鄄鄄0郾 22Mo鄄鄄0郾 03N CR + IA 1138 1224 33 40郾 4 30 [21] 24 Fe鄄鄄0郾 18C鄄鄄6郾 4Mn鄄鄄2郾 8Al鄄鄄0郾 1V HR + IA 752 52郾 7 39郾 6 33 [22] 25 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10郾 3Mn鄄鄄2郾 9Al CR + Q 1560 26 40郾 6 46郾 7 [23] 26 Fe鄄鄄0郾 20C鄄鄄4郾 99Mn鄄鄄0郾 63Si鄄鄄3郾 03Al HR + IA 922 61 56郾 2 32 [24] 27 Fe鄄鄄0郾 3C鄄鄄6郾 0Mn鄄鄄1郾 5Si鄄鄄3郾 0Al CR + IA 1131 58 65郾 6 50 [25] 28 Fe鄄鄄0郾 1C鄄鄄5Mn CR + IA 641 722 47郾 75 34郾 5 [26] 29 Fe鄄鄄0郾 1C鄄鄄5Mn CR + IA 730 830 36郾 5 30郾 3 10 [26] 30 Fe鄄鄄7Mn鄄鄄0郾 14C鄄鄄0郾 23Si CR + IA 782 1012 42郾 3 42郾 8 31 [27] 31 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄4Al HR + QT 635郾 7 889郾 6 79郾 6 70郾 8 51 * 32 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al HR + QT 449郾 0 1681郾 3 22郾 4 37郾 7 * 33 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄6Mn鄄鄄3Al鄄鄄0郾 58Si HR + IA 650郾 2 855 68郾 1 58郾 2 33郾 3 * 34 Fe鄄鄄0郾 2C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al WR + IA + CR + T 1101郾 4 1332郾 9 33郾 0 44郾 0 * 35 Fe鄄鄄0郾 47C鄄鄄10Mn鄄鄄2Al鄄鄄0郾 7V WR + IA + CR + T 2200 2200 16 35郾 2 15 [28] 36 Fe鄄鄄9Mn鄄鄄3Ni鄄鄄1郾 4Al鄄鄄0郾 01C HR + IA 900 33郾 5 30郾 2 [29] 吟 37 Fe鄄鄄9Mn鄄鄄0郾 05C CR + IA 1060 1193 25 29郾 8 37 [30] 38 Fe鄄鄄8郾 46Mn鄄鄄0郾 0075C CR + IA 820 84 68郾 9 [31] 吟 注:酌R代表残余奥氏体体积分数;HR 代表热轧;CR 代表冷轧;Q 代表淬火;T 代表回火;IA 代表临界区退火;F 代表锻造;WR 代表温轧;* 代表本实验室正在进展的工作;吟代表机械性能数据为原文曲线读取. ·559·
.560· 工程科学学报，第41卷，第5期 80(a ·热轧 ●冷轧 ●热轧 70 ●锻造 。冷轧 ●温轧 60 ·锻造 ●温轧+冷轧 。温轧 50 50 ·温轧+冷轧 40 30 吃 30 800 12001600 2000 20 40 60 抗拉强度MPa 奥氏体体积分数/% 70 。热轧 70 d ·热轧 ●冷轧 。冷轧 ·锻造 ●锻造 860 。温轧 60 ●温轧 ●温轧+冷轧 ·温轧+冷轧 50 50 照40 腰40 304 ● 30 800 1200 1600 2000 20 40 60 80 抗拉强度/MPa 延伸率/% 图1中锰钢性能关系统计（数据来源于表1）.(a)延伸率-强度关系：(b)强塑积-奥氏体体积分数关系：（℃）强塑积-抗拉强度关系： (d)强塑积-延伸率关系 Fig.I Relation between the mechanical properties of medium Mn steels(data from Table 1):(a)elongation as tensile strength;(b)product of ten- sile strength and total elongations(c)product of tensile strength and total elongation s tensile strength;(d)product of tensile strength and total elongation rs elongation 塑积在50GPa·%以上的数据，延伸率均在40%以 平，是为了保证淬火马氏体也有很好的焊接性能和 上.因此在保障基本的抗拉强度前提下，获得更好 延展性，或者是为了单纯研究M在晶界的偏聚效 的延伸率很关键.通过晶粒细化绝大部分中锰钢的 果[29】.最近Science上报道的10Mn中锰钢[2]，抗 屈服强度超过500MPa,相比较TWIP钢屈服强度明 拉强度为2.2GPa,延伸率为16%.作者将超高强 显提高2].抗拉强度甚至达到2200MPa. 度的获得归因于位错强化，但是其C质量分数达 到0.47%，C的强化效果在所有的合金元素中是 2中锰钢的成分设计思路(C、Mn、A等) 最大的，因此C元素对抗拉强度贡献也是不容忽 成分是材料设计中最基础最关键的环节，研究 视的[] 最多的中锰钢合金系有C-Mn系，C-Mn-Al、C-Mn- 2.2Mn元素对性能的影响 Si系.下面对近年来对中锰钢元素成分-性能的关 Mn元素是中锰钢最重要的合金元素，是扩大 系所做的研究进行总结分析 奥氏体相元素，在热处理过程中会向奥氏体中富 2.1C元素对性能的影响 集，Mn质量分数5%~10%，即使降到室温奥氏体 C是奥氏体稳定元素，能提高临界退火过程中 也不会发生马氏体相变，亚稳奥氏体是在中锰钢 奥氏体逆转变动力，扩大奥氏体区，影响奥氏体稳定 变形过程中发挥最重要作用的相.图2是Mn含 性和力学性能.然而材料中过高的C会以碳化物形 量与各方面性能关系的概括总结图（数据出自表 式析出反而降低材料的强度[2】，恶化焊接性能.另 1),Mn的合金强化效果不明显]，Mn含量对抗 外C含量过高会导致塑性的下降，尽管强度很高， 拉强度和延伸率的影响不太显著（图2(a),(b)), 但强塑积并不能达到很高的水平，因此目前研发者 冷轧态随着Mn含量增高强度有上升的趋势.此 的普遍观点是C质量分数应低于0.4%，大部分研 外，从图2(c)可见，随着Mn含量升高，奥氏体体 究选择的碳质量分数在0.2%左右3-B,15-7,20-2] 积分数有升高的趋势.强塑积与Mn含量没有明 马普所做的研究C质量分数控制在低于0.1%的水 显对应关系
工程科学学报,第 41 卷,第 5 期 图 1 中锰钢性能关系统计(数据来源于表 1). (a) 延伸率鄄鄄强度关系; (b) 强塑积鄄鄄奥氏体体积分数关系; ( c) 强塑积鄄鄄 抗拉强度关系: (d) 强塑积鄄鄄延伸率关系 Fig. 1 Relation between the mechanical properties of medium Mn steels(data from Table 1): (a) elongation vs tensile strength; (b) product of ten鄄 sile strength and total elongation vs 酌R ; (c) product of tensile strength and total elongation vs tensile strength; (d) product of tensile strength and total elongation vs elongation 塑积在 50 GPa·% 以上的数据,延伸率均在 40% 以 上. 因此在保障基本的抗拉强度前提下,获得更好 的延伸率很关键. 通过晶粒细化绝大部分中锰钢的 屈服强度超过 500 MPa,相比较 TWIP 钢屈服强度明 显提高[25] . 抗拉强度甚至达到 2200 MPa. 2 中锰钢的成分设计思路(C、Mn、Al 等) 成分是材料设计中最基础最关键的环节,研究 最多的中锰钢合金系有 C鄄鄄Mn 系,C鄄鄄Mn鄄鄄Al、C鄄鄄Mn鄄鄄 Si 系. 下面对近年来对中锰钢元素成分鄄鄄 性能的关 系所做的研究进行总结分析. 2郾 1 C 元素对性能的影响 C 是奥氏体稳定元素,能提高临界退火过程中 奥氏体逆转变动力,扩大奥氏体区,影响奥氏体稳定 性和力学性能. 然而材料中过高的 C 会以碳化物形 式析出反而降低材料的强度[25] ,恶化焊接性能. 另 外 C 含量过高会导致塑性的下降,尽管强度很高, 但强塑积并不能达到很高的水平,因此目前研发者 的普遍观点是 C 质量分数应低于 0郾 4% ,大部分研 究选择的碳质量分数在 0郾 2% 左右[3鄄鄄13, 15鄄鄄17,20鄄鄄25] . 马普所做的研究 C 质量分数控制在低于 0郾 1% 的水 平,是为了保证淬火马氏体也有很好的焊接性能和 延展性,或者是为了单纯研究 Mn 在晶界的偏聚效 果[29] . 最近 Science 上报道的 10Mn 中锰钢[28] ,抗 拉强度为 2郾 2 GPa,延伸率为 16% . 作者将超高强 度的获得归因于位错强化,但是其 C 质量分数达 到 0郾 47% ,C 的强化效果在所有的合金元素中是 最大的,因此 C 元素对抗拉强度贡献也是不容忽 视的[32] . 2郾 2 Mn 元素对性能的影响 Mn 元素是中锰钢最重要的合金元素,是扩大 奥氏体相元素,在热处理过程中会向奥氏体中富 集,Mn 质量分数 5% ~ 10% ,即使降到室温奥氏体 也不会发生马氏体相变,亚稳奥氏体是在中锰钢 变形过程中发挥最重要作用的相. 图 2 是 Mn 含 量与各方面性能关系的概括总结图( 数据出自表 1) ,Mn 的合金强化效果不明显[32] ,Mn 含量对抗 拉强度和延伸率的影响不太显著(图 2( a) ,( b) ) , 冷轧态随着 Mn 含量增高强度有上升的趋势. 此 外,从图 2 ( c) 可见,随着 Mn 含量升高,奥氏体体 积分数有升高的趋势. 强塑积与 Mn 含量没有明 显对应关系. ·560·
徐娟萍等：中锰钢的研究进展与前景 ·561· (a●热轧 0 (b) 。热轧 ●今半 2000 ●冷轧 ●锻造 ●锻造 ●温轧 ●温到 1600 ·温轧+冷轧 60 ·温轧+冷轧 ● 1200 40 800 10 10 Mn质量分数/% Mn质量分数/% (e) 。热 70( 。热轧 冷轧 ●冷轧 ●锻造 ●锻造 。温轧 60 ●温轧 60 ·温轧+冷轧 ●温轧+冷轧 50 ● ● ● 40 10 6 8 Mn质量分数/% Mn质量分数% 图2中锰钢性能与Mn含量的关系（数据来源于表1）.(a)抗拉强度-Mn质量分数：(b)延伸率-Mn质量分数：(c)奥氏体体积分数- Mn质量分数：(d)强塑积-Mn质量分数 Fig.2 Relations between mechanical properties and Mn content of medium Mn steels:(a)elongation ts manganese content;(b)elongation rs man- ganese content;(c)yg rs manganese content;(d)product of tensile strength and total elongation ts manganese content Mn元素除了提高奥氏体体积分数（图2(c), 表征了原子尺度置换溶质原子界面处的偏析现象， 促进TRIP效应，也有其负面效果.Mn在退火过程 而且da Silva等3]和Kuzmina等34发现，Mn元素 中的表面氧化或者沉积，会恶化镀锌浸润性：Mn在 加热过程中也会向位错处偏析（如图3），形成不会 晶界和相界面上的偏析可能导致脆性裂纹的萌生， 长大的FCC结构且与位错共格的区域.因此Mn含 在低温时Fe-Mn合金热轧态由于晶界处C、Mn、P 量需要控制在合理水平，既得到较高的奥氏体体积 等元素的偏析，裂纹沿原始奥氏体晶界扩展，表现出 分数，又要避免过度偏析导致界面脆化.中锰钢中 很明显的脆性).近几年应用三维原子探针直观 加入B元素，既可以增加淬透性，又防止Mn在品界 20 20 10 15 20 25 距离加m 距离/nm 10 nm ●Mnl2%原子数分数等浓度面 图3Fe-9Mn冷轧450℃回火6h试样沿着单个位错线性区域（①是垂直于位错的元素含量分布，位错处锰偏聚：②沿着位错方向直径2nm 圆柱体内Mn元素的分布)[3] Fig.3 ID concentration analyses along eylindrical regions of interest of individual dislocations in Fe-9Mn alloy,50%cold-rolled tempered at 450C for6h(indicates region perpendicular to the marked concentration profiles and2indicates region along the dislocations with cylinder diameters of 2mm)[3)
徐娟萍等: 中锰钢的研究进展与前景 图 2 中锰钢性能与 Mn 含量的关系(数据来源于表 1). (a) 抗拉强度鄄鄄Mn 质量分数; ( b) 延伸率鄄鄄 Mn 质量分数; ( c) 奥氏体体积分数鄄鄄 Mn 质量分数; (d) 强塑积鄄鄄Mn 质量分数 Fig. 2 Relations between mechanical properties and Mn content of medium Mn steels: (a) elongation vs manganese content; (b) elongation vs man鄄 ganese content; (c) 酌R vs manganese content; (d) product of tensile strength and total elongation vs manganese content 图3 Fe鄄鄄9Mn 冷轧450 益回火6 h 试样沿着单个位错线性区域 (淤是垂直于位错的元素含量分布,位错处锰偏聚;于沿着位错方向直径2 nm 圆柱体内 Mn 元素的分布) [31] Fig. 3 1D concentration analyses along cylindrical regions of interest of individual dislocations in Fe鄄鄄9Mn alloy, 50% cold鄄rolled tempered at 450 益 for 6 h (淤 indicates region perpendicular to the marked concentration profiles and 于 indicates region along the dislocations with cylinder diameters of 2 nm) [31] Mn 元素除了提高奥氏体体积分数(图 2(c)), 促进 TRIP 效应,也有其负面效果. Mn 在退火过程 中的表面氧化或者沉积,会恶化镀锌浸润性;Mn 在 晶界和相界面上的偏析可能导致脆性裂纹的萌生, 在低温时 Fe鄄鄄 Mn 合金热轧态由于晶界处 C、Mn、P 等元素的偏析,裂纹沿原始奥氏体晶界扩展,表现出 很明显的脆性[33] . 近几年应用三维原子探针直观 表征了原子尺度置换溶质原子界面处的偏析现象, 而且 da Silva 等[31] 和 Kuzmina 等[34] 发现,Mn 元素 加热过程中也会向位错处偏析(如图 3),形成不会 长大的 FCC 结构且与位错共格的区域. 因此 Mn 含 量需要控制在合理水平,既得到较高的奥氏体体积 分数,又要避免过度偏析导致界面脆化. 中锰钢中 加入 B 元素,既可以增加淬透性,又防止 Mn 在晶界 ·561·