工程科学学报 Chinese Journal of Engineering FeMnAIC系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯霍巍丰周乃鹏李佳佳张哲睿王永金 Research progress and prospect of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels SONG Ren-bo,HUO Wei-feng.ZHOU Nai-peng.LI Jia-jia,ZHANG Zhe-rui,WANG Yong-jin 引用本文： 宋仁伯，霍巍丰，周乃鹏，李佳佳，张哲睿，王永金.FeMA1C系中锰钢的研究现状与发展前景.工程科学学报，2020,42(7)： 814-828.doi:10.13374.issn2095-9389.2019.08.27.002 SONG Ren-bo,HUO Wei-feng.ZHOU Nai-peng.LI Jia-jia,ZHANG Zhe-rui,WANG Yong-jin.Research progress and prospect of FeMnAIC medium Mn steels[J].Chinese Journal of Engineering,2020,42(7):814-828.doi:10.13374/j.issn2095- 9389.2019.08.27.002 在线阅读View online:https::/doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.08.27.002 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 中锰钢的研究进展与前景 Research progress and prospect of medium manganese steel 工程科学学报.2019,41（⑤）：557 https:1doi.org/10.13374j.issn2095-9389.2019.05.002 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 Recent progress and future research prospects on the plastic instability of medium-Mn steels:a review 工程科学学报.2020,42(1)：48 https:/1doi.org/10.13374.issn2095-9389.2019.09.05.004 析出强化与李晶强化在Fe-24Mn-3Si-3 AI TWIP钢退火过程中的作用机制 Mechanism of precipitation strengthing and twinning strengthing in annealing process of Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP steel 工程科学学报.2017,396)：854 https:1doi.org/10.13374 j.issn2095-9389.2017.06.006 两相区位错增殖对低碳贝氏体/铁素体复相钢组织和性能的影响 Effect of dislocation multiplication in intercritical region on microstructure and properties of low-carbon bainite/ferrite multiphase steel 工程科学学报.2019,41(3：325htps:doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.03.005 Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-22Si-2Fe-xMn alloys produced by inclined cooling 工程科学学报.2017,392：222htps:doi.org10.13374.issn2095-9389.2017.02.009 含锡C-Mn钢中锡的析出相 Identification of Sn precipitates in C-Mn steel containing Sn 工程科学学报.2017,39(11：1684htps:/doi.org10.13374.issn2095-9389.2017.11.011
FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯 霍巍丰 周乃鹏 李佳佳 张哲睿 王永金 Research progress and prospect of Fe−Mn−Al−C medium Mn steels SONG Ren-bo, HUO Wei-feng, ZHOU Nai-peng, LI Jia-jia, ZHANG Zhe-rui, WANG Yong-jin 引用本文: 宋仁伯, 霍巍丰, 周乃鹏, 李佳佳, 张哲睿, 王永金. FeMnAlC系中锰钢的研究现状与发展前景[J]. 工程科学学报, 2020, 42(7): 814-828. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002 SONG Ren-bo, HUO Wei-feng, ZHOU Nai-peng, LI Jia-jia, ZHANG Zhe-rui, WANG Yong-jin. Research progress and prospect of FeMnAlC medium Mn steels[J]. Chinese Journal of Engineering, 2020, 42(7): 814-828. doi: 10.13374/j.issn2095- 9389.2019.08.27.002 在线阅读 View online: https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 中锰钢的研究进展与前景 Research progress and prospect of medium manganese steel 工程科学学报. 2019, 41(5): 557 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.05.002 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 Recent progress and future research prospects on the plastic instability of medium-Mn steels: a review 工程科学学报. 2020, 42(1): 48 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.05.004 析出强化与孪晶强化在Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP钢退火过程中的作用机制 Mechanism of precipitation strengthing and twinning strengthing in annealing process of Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP steel 工程科学学报. 2017, 39(6): 854 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.06.006 两相区位错增殖对低碳贝氏体/铁素体复相钢组织和性能的影响 Effect of dislocation multiplication in intercritical region on microstructure and properties of low-carbon bainite/ferrite multiphase steel 工程科学学报. 2019, 41(3): 325 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.03.005 Mn元素对过流冷却过共晶Al-22Si-2Fe-xMn合金显微组织及耐磨性的影响 Effect of Mn element on the microstructure and wear resistance of hypereutectic Al-22Si-2Fe-xMn alloys produced by inclined cooling 工程科学学报. 2017, 39(2): 222 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.02.009 含锡C-Mn钢中锡的析出相 Identification of Sn precipitates in C-Mn steel containing Sn 工程科学学报. 2017, 39(11): 1684 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.11.011
工程科学学报.第42卷.第7期：814-828.2020年7月 Chinese Journal of Engineering,Vol.42,No.7:814-828,July 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002;http://cje.ustb.edu.cn Fe-Mn-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯四，霍巍丰，周乃鹏，李佳佳，张哲睿，王永金 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:songrb@mater..ustb.edu.cn 摘要随着汽车保有量的提高，能源消耗和环境问题对汽车用钢提出了轻量化的要求.目前正在发展的第三代汽车用钢的 研究思路是将加入轻量元素以“轻”和增强增塑以“薄”相结合.F℃-M-A-C系中锰钢作为第三代汽车用钢的主要组成部 分，是当今的研究热点之一.本文总结了近些年国内外F©-Mn-A-C系中锰钢的研究文献，从生产成本、力学性能等方面介 绍了Fε-M-A-C系中锰钢的优势.从成分设计、工艺设计、组织特征、变形及断裂机制等多个方面出发，对文献进行分析， 总结出了合金成分、工艺路线和组织特征对性能的影响规律.阐述了奥氏体层错能及其稳定性对中锰钢变形机制，尤其是相 变诱导塑性(TRIP效应)的影响规律.最后对目前Fe-M-A-C系中锰钢研究过程中存在的争议问题进行了总结，展望了未 来的发展趋势，以期为中锰钢的后续研究和实际生产提供参考. 关键词Fe-Mn-AlC:中锰钢：强塑积：临界退火；TRIP效应；奥氏体稳定性 分类号TG142.71 Research progress and prospect of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels SONG Ren-bo,HUO Wei-feng.ZHOU Nai-peng,LI Jia-jia,ZHANG Zhe-rui,WANG Yong-jin School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:songrb@mater.ustb.edu.cn ABSTRACT As vehicle ownership increases,the trend lightweight design puts energy consumption and environmental concerns on automotive steel.The research concept of the third generation of automotive steel currently under development is to combine the addition of lightweight elements with "light"and improve plasticization with "thin".Some of the research hotspots are Fe-Mn-Al-C medium Mn steels as the main component of the third generation of automotive steel.This paper summarized the research literature of Fe-Mn-Al-C steels in recent years in different countries,and discussed the advantages of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels in terms of production cost and mechanical properties;the mechanical properties of that is not worse or even better than the second generation of advanced high-strength automotive steel such as TWIP steel can be obtained under the premise of cost savings.The literature was reviewed from the aspects of composition design,process design,microstructure characteristics,deformation and fracture mechanism, and the effect on the efficiency of chemical composition,process route,and microstructure on performance was summarized.It proposed a reasonable range of chemical elements especially Mn and Al,and compared the focus of the two different process routes(Intercritical annealing and quenching Tempering).The deformation mechanism of medium Mn steel,especially transformation-induced plasticity (TRIP)effect,and the stacking fault energy and austenite stability were identified,in particular,the factors affecting the austenite stability such as grains size,grain morphology and chemical elements were described,and the three-stage work hardening behavior that often occurs in Fe-Mn-Al-C steels was explained.Furthermore,the literature proposed suggestions on regulating the organization of Fe-Mn-Al-C steels by studying the fracture mechanism of materials.Typically the initiation of cleavage cracks is linked to the process of coarse 8-ferrite and K*phase.Finally,this paper summarized the controversial issues in Fe-Mn-Al-C medium Mn steels research and 收稿日期：2019-08-27 基金项目：中国博士后科学基金资助项目(2019M650482):教育部中央高校基金资助项目(FRF-TP.18-039A1,FRF-DRY-19-013)
Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 宋仁伯苣，霍巍丰，周乃鹏，李佳佳，张哲睿，王永金 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 苣通信作者，E-mail: songrb@mater.ustb.edu.cn 摘 要 随着汽车保有量的提高，能源消耗和环境问题对汽车用钢提出了轻量化的要求. 目前正在发展的第三代汽车用钢的 研究思路是将加入轻量元素以“轻”和增强增塑以“薄”相结合. Fe−Mn−Al−C 系中锰钢作为第三代汽车用钢的主要组成部 分，是当今的研究热点之一. 本文总结了近些年国内外 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究文献，从生产成本、力学性能等方面介 绍了 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的优势. 从成分设计、工艺设计、组织特征、变形及断裂机制等多个方面出发，对文献进行分析， 总结出了合金成分、工艺路线和组织特征对性能的影响规律. 阐述了奥氏体层错能及其稳定性对中锰钢变形机制，尤其是相 变诱导塑性（TRIP 效应）的影响规律. 最后对目前 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢研究过程中存在的争议问题进行了总结，展望了未 来的发展趋势，以期为中锰钢的后续研究和实际生产提供参考. 关键词 Fe–Mn–Al–C；中锰钢；强塑积；临界退火；TRIP 效应；奥氏体稳定性 分类号 TG142.71 Research progress and prospect of Fe−Mn−Al−C medium Mn steels SONG Ren-bo苣 ，HUO Wei-feng，ZHOU Nai-peng，LI Jia-jia，ZHANG Zhe-rui，WANG Yong-jin School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣 Corresponding author, E-mail: songrb@mater.ustb.edu.cn ABSTRACT As vehicle ownership increases, the trend lightweight design puts energy consumption and environmental concerns on automotive steel. The research concept of the third generation of automotive steel currently under development is to combine the addition of lightweight elements with “light” and improve plasticization with “thin”. Some of the research hotspots are Fe−Mn−Al−C medium Mn steels as the main component of the third generation of automotive steel. This paper summarized the research literature of Fe−Mn−Al−C steels in recent years in different countries, and discussed the advantages of Fe−Mn−Al−C medium Mn steels in terms of production cost and mechanical properties; the mechanical properties of that is not worse or even better than the second generation of advanced high-strength automotive steel such as TWIP steel can be obtained under the premise of cost savings. The literature was reviewed from the aspects of composition design, process design, microstructure characteristics, deformation and fracture mechanism, and the effect on the efficiency of chemical composition, process route, and microstructure on performance was summarized. It proposed a reasonable range of chemical elements especially Mn and Al, and compared the focus of the two different process routes (Intercritical annealing and quenching + Tempering). The deformation mechanism of medium Mn steel, especially transformation-induced plasticity (TRIP) effect, and the stacking fault energy and austenite stability were identified, in particular, the factors affecting the austenite stability such as grains size, grain morphology and chemical elements were described, and the three-stage work hardening behavior that often occurs in Fe−Mn−Al−C steels was explained. Furthermore, the literature proposed suggestions on regulating the organization of Fe−Mn−Al−C steels by studying the fracture mechanism of materials. Typically the initiation of cleavage cracks is linked to the process of coarse δ-ferrite and κ* phase. Finally, this paper summarized the controversial issues in Fe−Mn−Al−C medium Mn steels research and 收稿日期: 2019−08−27 基金项目: 中国博士后科学基金资助项目（2019M650482）；教育部中央高校基金资助项目（FRF-TP-18-039A1，FRF-IDRY-19-013） 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期：814−828，2020 年 7 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 42, No. 7: 814−828, July 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.08.27.002; http://cje.ustb.edu.cn
宋仁伯等：Fe-M-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 815 prospected the future development trend,to provide a reference for the follow-up research and actual production of medium Mn steels. KEY WORDS Fe-Mn-Al-C:medium Mn steel:product of strength and elongation:intercritical annealing:TRIP effect:austenite stability 随着社会的发展，居民汽车保有量不断增加， 韧化机制，获得不输于第二代汽车用钢的力学性 截至2018年底全国汽车保有量达2.4亿辆，机动 能.代表产品有中锰钢、淬火+配分钢(Q&P钢)、 车保有量更是达到了3.27亿辆，但同时也带来了 热成型钢(HP钢)等. 严重的能源消耗和环境污染问题.汽车行业的空 其中中锰钢作为最具潜力的新一代先进高强 前发展和人民生活对美好环境的需求相结合，对 汽车用钢.同时兼具高强度与高塑性，能够很好地 汽车用材料提出了轻量化的要求.根据研究表明， 满足汽车在轻量化与安全性方面的要求.中锰钢 汽车自重的降低与油耗的降低呈线性关系，汽车 的Mn质量分数在3%~12%之间（不同文献对于 自重每减少10%，燃油消耗就可以降低6%~8%， 中锰钢锰元素质量分数的下限略有区别，这里选 而每减少1L的燃油消耗，就会减少排放2.45kg 择最低值)，由于其合金元素含量较低，因而成本 的C02温室气体-)常用的轻质材料比如铝合 远低于第二代先进高强汽车用钢：其实现高强高 金、碳纤维等，不能满足汽车某些结构部分，如支 塑的原理为：热轧或冷轧板在临界退火过程中发 柱和保险钢的性能要求.据统计，钢铁材料占到汽 生奥氏体逆转变，形成亚微米级的奥氏体和铁素 车总质量的50%以上，所以，以钢铁材料为主体， 体的双相组织，利用中锰钢中亚稳奥氏体在变形 加入一定量轻量化合金元素以减轻材料密度，提 过程中发生TRIP或TWIP效应来提高钢的强度和 高材料的力学性能以减薄钢板厚度，成为了目前 塑性，强塑积目前可达70GPa%,性能接近甚至 汽车用材料“轻薄化”研究的主旋律 超过第二代先进高强汽车用钢. 先进高强度汽车用钢经过了多年的发展，目 而Fe-Mn-Al-C系中锰钢作为中锰钢中的一 前已经发展到了第三代.其中，第一代先进高强度 个系列，通过向钢中加入轻量化元素A1,以及常用 汽车用钢的代表产品有双相钢(DP)、复相钢 的固溶元素同时也是奥氏体稳定元素M,来扩大 (CP)、马氏体钢(MART)、低碳钢(Mild)、无间隙 奥氏体相区，进而在常温下获得大量具备一定稳 原子钢(F)和热成形钢(PHS)等.其组织以铁素体 定性的奥氏体，是目前研究的重点 为基体，奥氏体质量分数较低(15%以下)，强塑积 1Fe-Mn-A-C系中锰钢的成分设计思路 (PSE)在5~15GPa%.例如，DP钢的组织为铁素 体+马氏体，TRP钢的组织为铁素体+贝氏体+残 Fe-Mn-Al-C系中锰钢以Fe为基体元素，C为 余奥氏体(RA)).第二代先进高强度汽车用钢的 固溶元素，Mn和AI为主要的合金元素：有些情况 代表产品有孪晶诱导塑性钢(TWIP钢)、轻质诱发 还会向其中加入一些其他合金元素比如V、Nb、 塑性钢(L-IP钢)等.通过向钢中加入大量的合金 Ti、B、Si,涉及的元素种类多，性能对成分配比的 元素（主要元素为M),而在常温下获得大量稳定 敏感度大.下面是近年来针对Fe-Mn-Al-C系中 的奥氏体组织，在之后的变形过程中会因应变诱 锰钢主要成分元素对性能影响的研究分析. 导而产生对塑性有利的机械孪晶，因而获得较高 1.1Mn元素的作用研究 的应变硬化速率和优异的力学性能，强塑积可达 Mn作为一种奥氏体稳定元素，是Fe-Mn-Al-C 60GPa%,叫.但合金元素的大量加入提高了生产成 系中锰钢中最重要的合金元素.Mn的加入可以提 本，而且在后续的加工中会出现一系列工艺问题， 高奥氏体的含量和稳定性，同时扩大奥氏体相区， 如屈服强度低、易发生延迟开裂等 降低马氏体转变温度(M点)，以在常温下也可以 第三代先进高强度汽车用钢将前两代汽车用 获得相当数量的亚稳奥氏体组织，在后续的变形 钢的组织特点相结合，将具有高塑性的铁素体组 过程中发生马氏体转变或者形成变形孪晶，利用 织和高应变硬化效果的奥氏体组织相配合，充分 TRIP效应和TWIP效应来提高钢的塑性.第二代 利用细晶强化、固溶强化等强化手段和相变诱导 汽车用钢的设计思路就是向钢中加入大量的M 塑性(TRIP效应)、孪晶诱导塑性(TWIP效应)、微 元素，使其在常温下获得以奥氏体为基体甚至是 带诱导塑性(MBIP)、剪切带诱导塑性(SIP)等强 全奥氏体组织.Mn、AI在轧后的热处理过程中呈
prospected the future development trend, to provide a reference for the follow-up research and actual production of medium Mn steels. KEY WORDS Fe–Mn–Al–C；medium Mn steel；product of strength and elongation；intercritical annealing；TRIP effect；austenite stability 随着社会的发展，居民汽车保有量不断增加， 截至 2018 年底全国汽车保有量达 2.4 亿辆，机动 车保有量更是达到了 3.27 亿辆，但同时也带来了 严重的能源消耗和环境污染问题. 汽车行业的空 前发展和人民生活对美好环境的需求相结合，对 汽车用材料提出了轻量化的要求. 根据研究表明， 汽车自重的降低与油耗的降低呈线性关系，汽车 自重每减少 10%，燃油消耗就可以降低 6%～8%， 而每减少 1 L 的燃油消耗，就会减少排放 2.45 kg 的 CO2 温室气体[1−2] . 常用的轻质材料比如铝合 金、碳纤维等，不能满足汽车某些结构部分，如支 柱和保险钢的性能要求. 据统计，钢铁材料占到汽 车总质量的 50% 以上. 所以，以钢铁材料为主体， 加入一定量轻量化合金元素以减轻材料密度，提 高材料的力学性能以减薄钢板厚度，成为了目前 汽车用材料“轻薄化”研究的主旋律. 先进高强度汽车用钢经过了多年的发展，目 前已经发展到了第三代. 其中，第一代先进高强度 汽车用钢的代表产品有双相钢 （ DP） 、复相钢 （CP）、马氏体钢（MART）、低碳钢（Mild）、无间隙 原子钢（IF）和热成形钢（PHS）等. 其组织以铁素体 为基体，奥氏体质量分数较低（15% 以下），强塑积 （PSE）在 5～15 GPa·%. 例如，DP 钢的组织为铁素 体+马氏体，TRIP 钢的组织为铁素体+贝氏体+残 余奥氏体（RA） [3] . 第二代先进高强度汽车用钢的 代表产品有孪晶诱导塑性钢（TWIP 钢）、轻质诱发 塑性钢（L–IP 钢）等. 通过向钢中加入大量的合金 元素（主要元素为 Mn），而在常温下获得大量稳定 的奥氏体组织，在之后的变形过程中会因应变诱 导而产生对塑性有利的机械孪晶，因而获得较高 的应变硬化速率和优异的力学性能，强塑积可达 60 GPa·% [1] . 但合金元素的大量加入提高了生产成 本，而且在后续的加工中会出现一系列工艺问题， 如屈服强度低、易发生延迟开裂等. 第三代先进高强度汽车用钢将前两代汽车用 钢的组织特点相结合，将具有高塑性的铁素体组 织和高应变硬化效果的奥氏体组织相配合，充分 利用细晶强化、固溶强化等强化手段和相变诱导 塑性（TRIP 效应）、孪晶诱导塑性（TWIP 效应）、微 带诱导塑性（MBIP）、剪切带诱导塑性（SIP）等强 韧化机制，获得不输于第二代汽车用钢的力学性 能. 代表产品有中锰钢、淬火+配分钢（Q&P 钢）、 热成型钢（HP 钢）等. 其中中锰钢作为最具潜力的新一代先进高强 汽车用钢，同时兼具高强度与高塑性，能够很好地 满足汽车在轻量化与安全性方面的要求. 中锰钢 的 Mn 质量分数在 3%～12% [4] 之间（不同文献对于 中锰钢锰元素质量分数的下限略有区别，这里选 择最低值），由于其合金元素含量较低，因而成本 远低于第二代先进高强汽车用钢；其实现高强高 塑的原理为：热轧或冷轧板在临界退火过程中发 生奥氏体逆转变，形成亚微米级的奥氏体和铁素 体的双相组织，利用中锰钢中亚稳奥氏体在变形 过程中发生 TRIP 或 TWIP 效应来提高钢的强度和 塑性，强塑积目前可达 70 GPa·% [5] ，性能接近甚至 超过第二代先进高强汽车用钢. 而 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢作为中锰钢中的一 个系列，通过向钢中加入轻量化元素 Al，以及常用 的固溶元素同时也是奥氏体稳定元素 Mn，来扩大 奥氏体相区，进而在常温下获得大量具备一定稳 定性的奥氏体，是目前研究的重点. 1 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的成分设计思路 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢以 Fe 为基体元素，C 为 固溶元素，Mn 和 Al 为主要的合金元素；有些情况 还会向其中加入一些其他合金元素比如 V、Nb、 Ti、B、Si，涉及的元素种类多，性能对成分配比的 敏感度大. 下面是近年来针对 Fe−Mn−Al−C 系中 锰钢主要成分元素对性能影响的研究分析. 1.1 Mn 元素的作用研究 Mn 作为一种奥氏体稳定元素，是 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢中最重要的合金元素. Mn 的加入可以提 高奥氏体的含量和稳定性，同时扩大奥氏体相区， 降低马氏体转变温度（Ms 点），以在常温下也可以 获得相当数量的亚稳奥氏体组织，在后续的变形 过程中发生马氏体转变或者形成变形孪晶，利用 TRIP 效应和 TWIP 效应来提高钢的塑性. 第二代 汽车用钢的设计思路就是向钢中加入大量的 Mn 元素，使其在常温下获得以奥氏体为基体甚至是 全奥氏体组织. Mn、Al 在轧后的热处理过程中呈 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 815 ·
816 工程科学学报，第42卷，第7期 现出了明显的元素配分趋势，以奥氏体+铁素体组 1400 100 180 Fe-11Mn-xAl-0.2C 织为例，Mn元素随着热处理工艺的进行会从铁素 UTS 90 70 1000 60 体配分至奥氏体，A1的配分方向则正好相反5-o TE 800 80 PSE 50 600 根据研究表明，单纯从Mn含量的角度出发， 70 40 除冷轧态的Fe-Mn-Al-C系中锰钢强度随Mn含 60 30 30 量的增加呈现上升的趋势以外，其余力学性能并 50 20 % 15 没有与其含量呈现出明显的关系叫，也就是说并 10 30 10 不是奥氏体含量越高、稳定性越好就会拥有更好 3 4 5 Al content in mass/ 的力学性能，这也是第二代汽车用钢的推广受限 的原因.本文也会在后续的章节中对组织的配比 图1Fe-11Mn-xA-0.2C中锰钢力学性能随Al含量的变化 Fig.I Mechanical properties of Fe-11Mn-xAl-0.2C steel with changes 和奥氏体稳定性进行进一步的阐述.此外，Mn的 of Al content 加入使钢水在凝固中容易发生偏析，从而形成带 状组织和应力分层2-4 TRIP效应效果的重要因素：稳定性过低，小变形便 12A1元素的作用研究 可使全部奥氏体发生马氏体转变，雅以将变形扩 A1作为一种轻量化元素，可以大幅降低材料 展至大变形以保证高塑性：而稳定性过高，变形到 的密度.根据粗略计算5-1刀，每12%（质量分数，后 很大变形甚至直至断裂奥氏体还没有转变，难以 文中无特殊说明含量均为质量分数)的A1加入可 发挥TRIP效应的作用.因此，Mn和Al的含量配 以使钢的密度降低17%，其中原子质量的减轻贡 比也应处在一个合适的值，以保证奥氏体拥有一 献7%，导致的晶格膨胀效果占10%.另外，A1作为 个合适的机械稳定性.如图2所示（数据来源于文 一种铁素体稳定元素，可以扩大铁素体区，稳定并 献[5,11,20-41])，在拥有50GPa%以上强塑积的 增加α-铁素体的含量.除此之外，A!对堆垛层错 高强韧Fe-Mn-AI-C钢的Mn/Al比基本上都位于 能（以下简称层错能，SFE)的作用效果会对材料的 1.5~3之间 强韧化机制产生影响& 而在力学性能方面，由于A1的加人可以提高 70 铁素体的含量，通过牺牲材料的强度来改善延伸 60 率，但A1的过量加入（质量分数约大于6%）会导 致奥氏体单相区的消失，并产生高温铁素体（δ铁 素体)202川，从而对强度产生不利的影响.如图1 所示，随着A!含量的增加，延伸率不断升高，抗拉 30 强度则逐渐降低，满足强度-塑性之间的制衡关 20 系.强塑积则随着A1含量的增加先升高后降低， 2 4 5 Mn/Al 当A1的质量分数为2%时，奥氏体稳定性处在一 图2Fe-Mn-A-C系中锰钢强塑积与Mn/Al的关系 个合适的水平；当A1的质量分数为4%时，因A1的 Fig.2 PSE vs Mn/Al of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels 增加导致了奥氏体稳定性的下降，使变形过程中 的马氏体转变发生过快，影响了TIP效应的延续 对于Mn含量较高的情况，A1的加入会使充 性，对塑性不利，导致了强塑积的降低；而随着 氢条件下的钢表面形成一层致密的A1O3膜来阻 A1的质量分数提高至6%，层错能的升高导致 止氢原子的进入，降低碳原子的扩散率2-均，抑制 TRIP和TWIP同时出现，强塑积因而回升，但 变形过程中发生密排六方马氏体相变，从而有 AI含量若继续提高，会在晶界处产生粗大的δ-铁 效地改善材料的抗氢脆性能，但同时高A1情况下 素体和κ碳化物，对材料的强韧性产生极为不利 产生的δ-铁素体也会导致解理断裂区的产生B 的效果 1.3C元素的作用研究 Mn的加入可以提高奥氏体的含量并增强其 C作为钢铁材料中最常见的固溶元素，其加入 稳定性，A1对奥氏体的作用则正好相反.在后文 带来的强化效果是最明显的，主要包括固溶强化， 中会提到TRIP效应是Fe-Mn-Al-C系中锰钢的 以及与其他元素共同产生的碳化物造成的细晶强 一个主要的强韧化机制，而奥氏体稳定性是影响 化等.Li等7最近的研究发现，在冷轧后进行淬
现出了明显的元素配分趋势，以奥氏体+铁素体组 织为例，Mn 元素随着热处理工艺的进行会从铁素 体配分至奥氏体，Al 的配分方向则正好相反[5−10] . 根据研究表明，单纯从 Mn 含量的角度出发， 除冷轧态的 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢强度随 Mn 含 量的增加呈现上升的趋势以外，其余力学性能并 没有与其含量呈现出明显的关系[11] ，也就是说并 不是奥氏体含量越高、稳定性越好就会拥有更好 的力学性能，这也是第二代汽车用钢的推广受限 的原因. 本文也会在后续的章节中对组织的配比 和奥氏体稳定性进行进一步的阐述. 此外，Mn 的 加入使钢水在凝固中容易发生偏析，从而形成带 状组织和应力分层[12−14] . 1.2 Al 元素的作用研究 Al 作为一种轻量化元素，可以大幅降低材料 的密度. 根据粗略计算[15−17] ，每 12%（质量分数，后 文中无特殊说明含量均为质量分数）的 Al 加入可 以使钢的密度降低 17%，其中原子质量的减轻贡 献 7%，导致的晶格膨胀效果占 10%. 另外，Al 作为 一种铁素体稳定元素，可以扩大铁素体区，稳定并 增加 α-铁素体的含量. 除此之外，Al 对堆垛层错 能（以下简称层错能，SFE）的作用效果会对材料的 强韧化机制产生影响[18−19] . 而在力学性能方面，由于 Al 的加入可以提高 铁素体的含量，通过牺牲材料的强度来改善延伸 率 ，但 Al 的过量加入（质量分数约大于 6%）会导 致奥氏体单相区的消失，并产生高温铁素体（δ-铁 素体）[20−21] ，从而对强度产生不利的影响. 如图 1 所示，随着 Al 含量的增加，延伸率不断升高，抗拉 强度则逐渐降低，满足强度–塑性之间的制衡关 系. 强塑积则随着 Al 含量的增加先升高后降低， 当 Al 的质量分数为 2% 时，奥氏体稳定性处在一 个合适的水平；当 Al 的质量分数为 4%时，因 Al 的 增加导致了奥氏体稳定性的下降，使变形过程中 的马氏体转变发生过快，影响了 TRIP 效应的延续 性，对塑性不利，导致了强塑积的降低；而随着 Al 的质量分数提高 至 6%，层错能的升高导 致 TRIP 和 TWIP 同时出现 ，强塑积因而回升 . 但 Al 含量若继续提高，会在晶界处产生粗大的 δ-铁 素体和 κ-碳化物，对材料的强韧性产生极为不利 的效果. Mn 的加入可以提高奥氏体的含量并增强其 稳定性，Al 对奥氏体的作用则正好相反. 在后文 中会提到 TRIP 效应是 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的 一个主要的强韧化机制，而奥氏体稳定性是影响 TRIP 效应效果的重要因素：稳定性过低，小变形便 可使全部奥氏体发生马氏体转变，难以将变形扩 展至大变形以保证高塑性；而稳定性过高，变形到 很大变形甚至直至断裂奥氏体还没有转变，难以 发挥 TRIP 效应的作用. 因此，Mn 和 Al 的含量配 比也应处在一个合适的值，以保证奥氏体拥有一 个合适的机械稳定性. 如图 2 所示（数据来源于文 献 [5,11,20−41]），在拥有 50 GPa·% 以上强塑积的 高强韧 Fe−Mn−Al−C 钢的 Mn/Al 比基本上都位于 1.5～3 之间. 对于 Mn 含量较高的情况，Al 的加入会使充 氢条件下的钢表面形成一层致密的 Al2O3 膜来阻 止氢原子的进入，降低碳原子的扩散率[42−45] ，抑制 变形过程中发生密排六方马氏体相变[46] ，从而有 效地改善材料的抗氢脆性能，但同时高 Al 情况下 产生的 δ-铁素体也会导致解理断裂区的产生[39] . 1.3 C 元素的作用研究 C 作为钢铁材料中最常见的固溶元素，其加入 带来的强化效果是最明显的，主要包括固溶强化， 以及与其他元素共同产生的碳化物造成的细晶强 化等. Li 等[47] 最近的研究发现，在冷轧后进行淬 1400 1200 1000 800 600 40 30 20 10 0 100 90 80 70 60 50 40 60 50 40 30 80 70 30 15 10 2 3 4 Al content in mass/% Total elongation/ % 5 6 Ultimate tensile strength/MPa PSE/(GPa· %) UTS PSE TE Fe−11Mn−xAl−0.2C 图 1 Fe–11Mn–xAl–0.2C 中锰钢力学性能随 Al 含量的变化 Fig.1 Mechanical properties of Fe–11Mn–xAl–0.2C steel with changes of Al content 70 60 50 40 30 20 1 3 4 Mn/Al 5 6 7 PSE/(GPa· %) 2 图 2 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢强塑积与 Mn/Al 的关系 Fig.2 PSE vs Mn/Al of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels · 816 · 工程科学学报，第 42 卷，第 7 期
宋仁伯等：Fe-M-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 817 火+回火工艺的样品出现了大量纳米级别的碳化 之外，Si可以促进A12O3膜的形成来提高抗氢脆 物析出，在拥有相当塑性（延伸率为30.2%）的同 性、降低熔点(Si的质量分数每提高1%，熔点就降 时，使样品抗拉强度达到了1.5GPa.同时，C和 低30℃)、促进K-碳化物的产生9例，通过形成SiO2 Mn一样同为奥氏体稳定元素，可以降低M,(C的 来提高抗氧化性，但在铁素体为基体的钢中会产 质量分数每提高1%，M,就降低423℃)，从而得到 生(Fe,Mn)s(Si,AI)C,对塑性不利soB可以提高金 更高体积的残余奥氏体.M的计算公式如式(1) 属的淬透性，同时防止M在晶界的偏析s此 所示： 外，Ti和Mo的加入可以析出纳米级(Ti,Mo)C沉 Ms=539-423wC-30.4wMm+30wA1 (1) 淀相使晶粒细化，并提高屈服强度5 式中，M为马氏体转变温度，℃；we、wMn、wA1分别 2Fe-Mn-A-C系中锰钢的工艺设计思路 为C、Mn、Al的质量分数.但C的过多加入会恶 化材料的焊接性能，容易在铸造过程中形成严重 除成分设计之外，工艺设计也会对钢的组织 的偏析从而形成渗碳体，在后续的加工工艺中也 产生明显的影响.对于Fe-Mn-AlC系中锰钢，目 会形成粗大的碳化物从而对性能不利.C的质量 前最常见的工艺是在热轧和冷轧后，进行临界退 分数一般控制在0.2%~0.6%之间.若要获得高强 火(IA)或者淬火+回火(Q&T)的热处理工序，具体 塑积，C的质量分数则一般控制在02%~0.4%之 的工艺流程如图3所示 间5，，21,23,31,35-36,40 临界退火，又称为两相区退火或奥氏体逆相 1.4其他元素的作用研究 变退火（与奥氏体正相变退火相对应，正相变指的 除了Mn、Al、C三种主要元素外，Fe-Mn-A-C系 是组织从高温冷却到两相区发生α-铁素体→奥氏 中锰钢有时还会加入V、Nb、Ti、Si、B等一些其 体的过程，而逆相变指的是淬火后的组织重新加 他元素.V、Nb、Ti的加入会在钢中析出纳米尺度 热到两相区发生α'马氏体→奥氏体的过程)，指 的碳化物从而产生第二相强化的效果，细化晶粒， 的是将轧后样品重新加热到奥氏体与α-铁素体的 在保证相当塑性的同时，提高钢的强度，还可以起 两相区保温一段时间，之后空冷到室温，以在常温 到抑制氢脆的效果26-27,48.He等B7以及Xu等 下得到较多的奥氏体组织，从而获得奥氏体+-铁 对Fe-10Mn-2A1-xC-yV中锰钢在温轧+临界退 素体的两相组织.因为合金元素的加入提高了钢 火+冷轧+回火工艺条件下力学性能随V含量的变 的淬透性，有时也会在临界退火之后得到少量的 化进行了研究，表明0.47C-0.7V样品相较于 马氏体组织，即奥氏体+α-铁素体+马氏体的三相 0.2C-0V样品抗拉强度大幅提高，延伸率则相应 组织，奥氏体作为软相提供塑性，马氏体作为硬相 降低（抗拉强度从1333MPa提高至2210MPa,延 提供强度，铁素体作为协调相.图3(a)表示出了常 伸率从33%下降至16%).Si的作用和A1类似.均 见的临界退火工艺路径，路径1表示热轧后进行 是铁素体稳定元素，可以提高碳化物的形核温度 临界退火(HR+HA),路径2表示冷轧后进行临界退 从而抑制碳化物的产生，所以若在成分设计时选 火(CR+IA),有时会在冷轧与热轧之间再进行一次 择加入V、Nb、Ti等元素希望利用纳米碳化物来 临界退火，改善材料塑性以便于冷轧，如路径3所 第二相强化时，就应该控制A!和Si的含量.除此 示.通常我们会研究退火温度以及退火时间对材 (a) A (b) 200Cx2 200℃x21 Ac3 Ac3 (60000x(120m Ac Ae1 200400)℃10-30)mim A A量cooling Cold rolling 45 Time/min Time/min 图3Fe-Mn-A-C系中锰钢两种典型热处理工艺.(a)临界退火工艺图1，，网：(b)淬火+回火工艺图27 Fig.3 Typical heating treatments processes of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels:(a)IA(b)Q(A-austenite,F-ferrite,M-martensite, 0-cementite)
火+回火工艺的样品出现了大量纳米级别的碳化 物析出，在拥有相当塑性（延伸率为 30.2%）的同 时，使样品抗拉强度达到了 1.5 GPa. 同时，C 和 Mn 一样同为奥氏体稳定元素，可以降低 Ms（C 的 质量分数每提高 1%，Ms 就降低 423 ℃），从而得到 更高体积的残余奥氏体. Ms 的计算公式如式（1） 所示： Ms = 539−423wC −30.4wMn +30wAl （1） 式中，Ms 为马氏体转变温度，℃；wc、wMn、wAl 分别 为 C、Mn、Al 的质量分数. 但 C 的过多加入会恶 化材料的焊接性能，容易在铸造过程中形成严重 的偏析从而形成渗碳体，在后续的加工工艺中也 会形成粗大的碳化物从而对性能不利. C 的质量 分数一般控制在 0.2%～0.6% 之间，若要获得高强 塑积，C 的质量分数则一般控制在 0.2%～0.4% 之 间[5,11,21,23,31,35−36,40] . 1.4 其他元素的作用研究 除了Mn、Al、C 三种主要元素外，Fe−Mn−Al−C 系 中锰钢有时还会加入 V、Nb、Ti、Si、B 等一些其 他元素. V、Nb、Ti 的加入会在钢中析出纳米尺度 的碳化物从而产生第二相强化的效果，细化晶粒， 在保证相当塑性的同时，提高钢的强度，还可以起 到抑制氢脆的效果[26−27,48] . He 等[37] 以及 Xu 等[11] 对 Fe–10Mn–2Al–xC–yV 中锰钢在温轧+临界退 火+冷轧+回火工艺条件下力学性能随 V 含量的变 化 进 行 了 研 究 ， 表 明 0.47C –0.7V 样 品 相 较 于 0.2C–0V 样品抗拉强度大幅提高，延伸率则相应 降低（抗拉强度从 1333 MPa 提高至 2210 MPa，延 伸率从 33% 下降至 16%）. Si 的作用和 Al 类似，均 是铁素体稳定元素，可以提高碳化物的形核温度 从而抑制碳化物的产生，所以若在成分设计时选 择加入 V、Nb、Ti 等元素希望利用纳米碳化物来 第二相强化时，就应该控制 Al 和 Si 的含量. 除此 之外，Si 可以促进 Al2O3 膜的形成来提高抗氢脆 性、降低熔点（Si 的质量分数每提高 1%，熔点就降 低 30 ℃）、促进 κ-碳化物的产生[49] ，通过形成 SiO2 来提高抗氧化性，但在铁素体为基体的钢中会产 生 (Fe,Mn)5 (Si,Al)C，对塑性不利[50] . B 可以提高金 属的淬透性，同时防止 Mn 在晶界的偏析[51] . 此 外 ，Ti 和 Mo 的加入可以析出纳米级 (Ti,Mo)C 沉 淀相使晶粒细化，并提高屈服强度[52] . 2 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的工艺设计思路 除成分设计之外，工艺设计也会对钢的组织 产生明显的影响. 对于 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢，目 前最常见的工艺是在热轧和冷轧后，进行临界退 火（IA）或者淬火+回火（Q&T）的热处理工序，具体 的工艺流程如图 3 所示. 临界退火，又称为两相区退火或奥氏体逆相 变退火（与奥氏体正相变退火相对应，正相变指的 是组织从高温冷却到两相区发生 α-铁素体→奥氏 体的过程，而逆相变指的是淬火后的组织重新加 热到两相区发生 α’-马氏体→奥氏体的过程），指 的是将轧后样品重新加热到奥氏体与 α-铁素体的 两相区保温一段时间，之后空冷到室温，以在常温 下得到较多的奥氏体组织，从而获得奥氏体+α-铁 素体的两相组织. 因为合金元素的加入提高了钢 的淬透性，有时也会在临界退火之后得到少量的 马氏体组织，即奥氏体+α-铁素体+马氏体的三相 组织，奥氏体作为软相提供塑性，马氏体作为硬相 提供强度，铁素体作为协调相. 图 3（a）表示出了常 见的临界退火工艺路径，路径 1 表示热轧后进行 临界退火（HR+IA），路径 2 表示冷轧后进行临界退 火（CR+IA），有时会在冷轧与热轧之间再进行一次 临界退火，改善材料塑性以便于冷轧，如路径 3 所 示. 通常我们会研究退火温度以及退火时间对材 Temperature/ ℃ A 1200 ℃×2 h (600～800) ℃×(1～720) min (a) Waler cooling Air cooling Air cooling A A F AM F F M AM F F Time/min Cold rolling Cold rolling 1 2 3 Ac3 Ac1 Austenitization Hot rolling Temperature/ ℃ A 1200 ℃×2 h (200～400) ℃×(10～30) min (b) Waler cooling Waler cooling Air cooling A F M M A F Time/min Cold rolling 4 5 θ Ac3 Ac1 Austenitization Hot rolling 图 3 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢两种典型热处理工艺. （a）临界退火工艺图[21,36,40] ；（b）淬火+回火工艺图[20,47] Fig.3 Typical heating treatments processes of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels: (a) IA[21,36,40] ; (b) Q&T[20,47] (A—austenite, F—ferrite, M—martensite, θ—cementite) 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 817 ·