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
宋仁伯等：Fe-M-Al-C系中锰钢的研究现状与发展前景 819 1.0 主要表现为两种形态：板条状和等轴状（如图6(a) 0.9 所示).Li在Fe-6Mn-2Al-0.4C热轧后临界退 火的样品中发现了两种形态的奥氏体，两种形态 的奥氏体在机械稳定性上存在着差异，板条状要 0.6 ▲HR+HA 高于等轴状.在变形时，等轴状奥氏体先发生马氏 0.5 ▲CR+HA 0.4 ▲WR+HA 体相变，板条状的奥氏体在相变前需要旋转到合 ●HRQ&T 0.3 ●CR+Q&T 适的取向再发生相变，稳定性的差异造成了TP 0.2 效应良好的延续性，强塑积达到了70GPa%. 400500600700800900100011001200 Yeild strength/MPa 根据工艺的不同，在某些情况下会产生马氏 图5Fe-Mn-A-C系中锰钢屈强比与屈服强度的关系 体马氏体的产生主要有两种途径，一种是因为奥 Fig.5 YR vs YS of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels 氏体的热稳定性问题，在快速冷却的过程，奥氏体 出现基体为全奥氏体的情况，Fe-Mn-A-C系中锰 中的C原子来不及扩散而从M点开始转变为马 钢的基体组织大多为奥氏体+-铁素体.组织类型 氏体.因为合金元素的添加提高了淬透性，所以轧 如表1所示 后淬火无后续热处理工艺的材料组织均会含有马 奥氏体和铁素体在Fe-Mn-Al-C系中锰钢中 氏体组织，对于临界退火工艺的样品，如果退火时 表1不同组织类型Fe-Mn-A-C中锰钢的化学成分和力学性能时 Table 1 Chemical compositions and tensile properties of various Fe-Mn-Al-C medium Mn steels by their microstructure Mechanical properties Microstructure Main chemical composition Yield strength/ Tensile strength/ Total elongation/ References MPa MPa % a-ferrite (K-carbide) Fe-3.5Mn-5.8A-0.3C 532 722 23.2 [54-601 a-ferrite austenite (+k-carbide) Fe-9Mn-5Al-0.3C 502 734 1 [61-68 a-ferrite +8-ferrite austenite Fe-8.1Mn-5.3Al-0.23C 561 949 54 [20-21,39 martensite(+k-carbide) 41,69-71] (b) -F 8-F 图6几种典型的Fe-Mn-Al-C系中锰钢组织.(a)Fe-6Mn-2Al-0.4C在750℃临界退火20min的SEM组织I闯：(b)Fe-8Mn-6Al-0.2C在 1000℃固溶处理2h的SEM组织4：(c)Fe10Mn-10A-0.7C在850℃退火1h的SEM组织9 Fig.6 Typical microstructures of Fe-Mn-Al-C medium Mn steels:(a)SEM microstructure of Fe-6Mn-2A1-0.4C annealed at 750 C for 20 min!s1,(b) SEM microstructure of Fe-8Mn-6Al-0.2C after solution treatment at 1000 C for 2h (e)SEM microstructure of Fe-10Mn-10Al-0.7C annealed at 850℃for1h例
出现基体为全奥氏体的情况，Fe−Mn−Al−C 系中锰 钢的基体组织大多为奥氏体+α-铁素体. 组织类型 如表 1 所示. 奥氏体和铁素体在 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢中 主要表现为两种形态：板条状和等轴状（如图 6（a） 所示）. Li[5] 在 Fe–6Mn–2Al–0.4C 热轧后临界退 火的样品中发现了两种形态的奥氏体，两种形态 的奥氏体在机械稳定性上存在着差异，板条状要 高于等轴状. 在变形时，等轴状奥氏体先发生马氏 体相变，板条状的奥氏体在相变前需要旋转到合 适的取向再发生相变，稳定性的差异造成了 TRIP 效应良好的延续性，强塑积达到了 70 GPa·%. 根据工艺的不同，在某些情况下会产生马氏 体. 马氏体的产生主要有两种途径，一种是因为奥 氏体的热稳定性问题，在快速冷却的过程，奥氏体 中的 C 原子来不及扩散而从 Ms 点开始转变为马 氏体. 因为合金元素的添加提高了淬透性，所以轧 后淬火无后续热处理工艺的材料组织均会含有马 氏体组织，对于临界退火工艺的样品，如果退火时 表 1 不同组织类型 Fe–Mn–Al–C 中锰钢的化学成分和力学性能[53] Table 1 Chemical compositions and tensile properties of various Fe–Mn–Al–C medium Mn steels by their microstructure[53] Microstructure Main chemical composition Mechanical properties References Yield strength/ MPa Tensile strength/ MPa Total elongation/ % α-ferrite (+ κ-carbide) Fe–3.5Mn–5.8Al–0.3C 532 722 23.2 [54–60] α-ferrite + austenite (+κ-carbide) Fe–9Mn–5Al–0.3C 502 734 77 [61–68] α-ferrite + δ-ferrite + austenite + martensite（+κ-carbide） Fe–8.1Mn–5.3Al–0.23C 561 949 54 [20–21,39, 41,69–71] 0.9 1.0 0.7 0.5 0.4 0.3 0.2 400 600 700 Yeild strength/MPa 800 1000 Yeild ratio 0.8 0.6 500 900 1100 1200 HR+IA CR+IA WR+IA HR+Q&T CR+Q&T 图 5 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢屈强比与屈服强度的关系 Fig.5 YR vs YS of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels (a) (b) (c) 850 ℃, 1 h 20 μm αE+γE αP+γP γ κ A M δ−F α−F α 图 6 几种典型的 Fe–Mn–Al–C 系中锰钢组织. （a）Fe–6Mn–2Al–0.4C 在 750 ℃ 临界退火 20 min 的 SEM 组织[5] ；（b）Fe–8Mn–6Al–0.2C 在 1000 ℃ 固溶处理 2 h 的 SEM 组织[41] ；（c）Fe–10Mn–10Al–0.7C 在 850 ℃ 退火 1 h 的 SEM 组织[9] Fig.6 Typical microstructures of Fe–Mn–Al–C medium Mn steels: (a) SEM microstructure of Fe–6Mn–2Al–0.4C annealed at 750 ℃ for 20 min[5] ; (b) SEM microstructure of Fe–8Mn–6Al–0.2C after solution treatment at 1000 ℃ for 2 h[41] ; (c) SEM microstructure of Fe–10Mn–10Al–0.7C annealed at 850 ℃ for 1 h[9] 宋仁伯等： Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的研究现状与发展前景 · 819 ·