Fe−Mn−Al−C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

北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083

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.

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

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.

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

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：

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].

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)

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

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]

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

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，如果退火时间足够长，组织会在此温度全部转为奥氏体+α-铁素体，退火结束后的空冷过程冷速较慢，一般不会产生马氏体.而针对淬火+回火工艺的材料，淬火后产生的马氏体在回火过程后成为回火马氏体组织.第二种马氏体产生的途径是因为奥氏体的机械稳定性问题，在受到变形时发生TRIP效应，转变为马氏体.因为 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的强韧化机制主要以TRIP效应为主，所以变形后的组织都会产生一定量的马氏体，具体的转变量与TRIP效应的进行程度有关.

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]

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]

对于Al的质量分数大于5%，且采用淬火+回火工艺的钢，如图6（b）所示，组织会存在一部分的高温铁素体（δ-铁素体）.与从奥氏体中析出的α-铁素体不同，δ-铁素体源自于液态的凝固[72]，其元素组成与配分均和α-铁素体不同[35]，但均是BCC结构.δ-铁素体的硬度要低于奥氏体和α-铁素体，在受到应变的时候会优先变形.对于轧后产生的细小δ-铁素体，退火过程会在其附近产生尺寸较小的奥氏体，在变形过程中发生TWIP效应，配合以尺寸较大奥氏体中主要发生的TRIP效应，对材料的性能产生积极效果[25].此外，Zhang等[8]的研究发现板条状δ-铁素体在固溶过程中沿ND（轧制面的法向）方向的尺寸增大速率不及奥氏体，如图7所示，造成了δ-铁素体的破碎和离散分布，从而产生细晶强化的效果.但δ-铁素体的尺寸难以控制，当产生粗大的板条状δ-铁素体时会对材料性能产生不利影响，Zhou等[39]在Q&T处理后的Fe–8Mn–8Al–0.8C的断口中发现了韧窝（韧性断裂）和河流花样（解理断裂）结合的形貌，将韧性断裂归因于细晶区（奥氏体+马氏体），解理断裂归因于粗大的δ-铁素体.

图7 1000 ℃固溶处理1 h后SEM组织中带状δ-铁素体晶粒的破碎和离散模型[8]Fig.7 Stuck and separation model for banded-structure δ-ferrite grains in SEM micrograph after solution treatment at 1000 ℃ for 1 h[8]

此外，当Al质量分数大于5%时，会析出一种新相[72]，κ-碳化物（如图 6（c）所示）.κ-碳化物拥有钙钛矿晶体结构，理想化学计量式为(Fe,Mn)3AlC[73−74].一般来讲，Al和 C 会促进 κ-碳化物的析出，Mn则会抑制[75−76].可使用公式(2)推测是否有κ-碳化物产生：

式中，wMn、wAl、wC分别为 Mn、Al、C 元素的质量分数.当等式左侧大于右侧时，会有κ-碳化物析出，以 10Mn–0.4C为例，析出 κ-碳化物的临界Al质量分数约为8.8%.按照所处位置和晶粒形态可以将κ-碳化物分为两大类，奥氏体晶内细小的κ’-碳化物可以显著提高屈服强度，晶界粗大的κ*-碳化物对塑形有害.研究表明，当Al的质量分数高于5.5%，C的质量分数高于0.7%时有晶间κ*-碳化物产生；当Al的质量分数高于6.2%，C的质量分数高于1%时有晶内κ’-碳化物产生[75].根据图 8（a）和图 8（b）所示，κ-碳化物的溶线会随着Mn含量的升高而减低，随着Al含量的升高而升高，与上述Al促进而Mn抑制其产生相符.而随着冷却过程的进行，均会先析出对性能不利的晶间粗大κ*相，再产生对性能有利的晶内细小κ’相.因此，很难单纯利用到κ-碳化物的有利作用.

图8 Al和 Mn 含量对 κ 相溶线的影响：（a）Fe–30Mn–xAl–1C；（b）Fe–xMn–7Al–1C[72,76]Fig.8 Effects of Al and Mn contents on the solvus of κ phase in (a) Fe–30Mn–xAl–1C and (b) Fe–xMn–7Al–1C[72,76]

图9是900 ℃下Mn的质量分数为10%情况下的 Fe−Mn−Al−C 平衡相图，在某些情况下还会产生M3C析出物和B2相，均对材料性能不利并诱导脆性断裂的发生，在成分设计时应避免其产生.

图9 Mn的质量分数为10%时通过实验（数据点[77-78]）以及基于FactSage 6.4（实线[72]）和 CALPHAD（虚线[79]）计算得到的 Fe–Mn–Al–C合金900 ℃热力学相图Fig.9 Isothermal phase sections of Fe–Mn –Al–C alloys at 900 ℃established by experiments (indicidual points[77-78]), calculated from FactSage 6.4 (solid lines[72]) and from CALPHAD approach (dotted lines[79]) when Mn content is 10%

4 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的塑性变形及断裂行为

Fe−Mn−Al−C 系中锰钢作为第三代先进高强度汽车用钢的主要组成部分，充分利用TRIP效应、TWIP效应等变形机制与位错强化、细晶强化、固溶强化、第二相强化等强化机制相结合，以获得优秀的应变硬化效果并充分发挥材料的塑性.

4.1 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢变形机制

材料在受到应变的时候发生变形的机制会对其组织和性能产生重要影响，Fe−Mn−Al−C 钢的变形机制主要有：相变诱导塑性（TRIP）、孪晶诱导塑性（TWIP），因位错滑移而产生的剪切带诱导塑性（SIP）和微带诱导塑性（MBIP）等.大量研究表明，变形机制的种类与奥氏体中的层错能（SFE）有关：当 SFE< 18 mJ∙m−2时，主要发生 TRIP 效应；当 SFE处于 12～35 mJ∙m−2之间时，主要发生 TWIP 效应；而当SFE> 35 mJ∙m−2时，变形机制主要以位错滑移引起的SIP效应与MBIP效应为主[80].SFE的具体计算[81]可以按照公式（3）：

式中，ρ是原子沿{111}密排面的摩尔表面密度，m−2，可以通过公式（4）由点阵常数αγ计算得到；∆Gγ→ε是由γfcc到εhcp的吉布斯自由能差异，mJ，可以根据公式（5）计算；σ是γ/ε界面的表面能，通常取 9 mJ∙m−2[82].

式中，αγ是奥氏体的点阵常数，m，可以根据XRD数据得到；N是阿伏伽德罗常数，一般取值6.02×1023；Xi是i元素的摩尔分数；为 γ → ε过程中由于i和j元素相互作用而改变的自由能，mJ；为 γ →ε过程中磁性作用对吉布斯自由能变化的影响，mJ.

研究表明[39]，层错能与晶粒尺寸、化学成分等因素有关.Lee与Choi[83]通过计算Fe–Mn二元体系溶质模型发现，层错能随着晶粒的细化而增加，Zambrano的研究也得出了相同的结论[84].结合Mn、Al元素对层错能的影响规律，绘制出示意图.如图10所示，层错能随Mn含量的增加呈先减小后增大的趋势，当Mn的质量分数为13%左右时层错能达到最低值，中锰钢的Mn质量分数在3%～12%之间，此范围内可认为层错能随Mn元素的增大而增大；同样图中还表明层错能随着Al含量的增加而增加[85]；对于其他元素，C会提高层错能而Si会降低层错能.

图10 用3D呈现的Fe–Mn–Al–C钢在室温下基于成分的SFE图Fig.10 Composition-dependent SFE map of Fe–Mn–Al–C steels at room temperatures presented in 3D

基于中锰系锰含量的范围和前面提到的Mn/Al的限制，Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的层错能不会太高，变形机制以TRIP效应为主，有些情况下会有一定的TWIP效应为辅.TRIP效应是残余奥氏体发生形变诱导相变，从而改善材料的性能.具体的过程为：在变形过程中，优先在奥氏体稳定性最差、变形程度最大的位置诱发马氏体相变，因为马氏体相的硬度要更高，所以相变之后变形会转移到还未发生变形的其余奥氏体中.在这样的过程后，软相转变为了硬相，致使强度提高，并能够发挥材料整体的塑性，推迟了颈缩的发生，提高了材料的延伸率.TRIP效应提高了材料的应变硬化效果，改善了材料的成形性能.除此之外，变形时的相变使得塑性变形引起的局部应力得到松弛，推迟了微裂纹的产生；相变产生的体心立方的马氏体是通过残余奥氏体发生非扩散相变而产生，与残余奥氏体呈共格关系，共格的高能界面阻碍了裂纹的扩展[86].

奥氏体的稳定性和体积分数是影响TRIP效应效果的重要因素.上文提到，稳定性过高或过低均对性能不利，最好保持在一个适中的值.值得一提的是，奥氏体前后的转变量（体积分数）仅能衡量TRIP效应进行的程度，并不能和奥氏体稳定性建立起直接的联系，Lee等[53]在研究退火后Q&T 处理的 Fe–8.8Mn–5.1Al–0.31C 时发现，不回火以及100～300 ℃回火的样品变形时奥氏体均转变了10%左右，但性能却相差巨大（不回火样品抗拉强度880 MPa、延伸率1.7%，100 ℃回火样品抗拉强度1557 MPa，延伸率16.8%），这是因为不回火样品奥氏体稳定性过低，在小变形时迅速转变后断裂，而100 ℃回火的样品在变形时奥氏体发生了非同步转变，使TRIP效应具有良好的延续性，因此性能较好.奥氏体稳定性与化学成分[87]、奥氏体晶粒尺寸和形态有关[88].化学成分方面，C、Mn元素会增加奥氏体稳定性，Al则会降低稳定性；晶粒尺寸方面，奥氏体稳定性会随着晶粒的细化而提高[89]；形态方面，片层状奥氏体的稳定性高于等轴状.化学成分尤其是C和Mn对马氏体转变化学驱动力的影响可以用公式(6)描述[90]：

其中，∆Gch马氏体转变的化学驱动力，J；XC和XMn分别为奥氏体中C、Mn元素的摩尔分数；T是开尔文温度，K.此外，还可以利用k值来衡量奥氏体的机械稳定性，具体计算根据公式（7）[91]：

其中，f0和f分别是初始的奥氏体体积分数和当应变为ε时的奥氏体体积分数.k值越高，对应的转变驱动力越高，对应的奥氏体稳定性越低.一般情况下，可以将断裂时的应变及对应的奥氏体体积分数分别代入ε和f进行计算.

奥氏体体积分数通常会用在组织描述、衡量TRIP效应进行程度等方面，大量文献[5,20,39]利用公式（8）计算：

其中，VA为奥氏体体积分数；Iγ和Iα分别表示奥氏体和铁素体XRD衍射峰的积分相对强度.若对于三相组织（奥氏体+铁素体+马氏体），可以对光镜组织进行图像分析来判定铁素体的体积分数.

对于合金含量尤其是Al含量较高的体系，Fe−Mn−Al−C系中锰钢的变形机制中除TRIP效应外，还会出现一定的TWIP效应.TWIP效应与形变时的孪生密切相关，在发生孪生的过程中孪晶出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大小.研究表明，在受到变形时，晶体在切应力的作用下发生了孪生变形，晶体的一部分沿一定的孪生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切变，晶体的点阵类型不发生变化，但它使均匀切变区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体成镜面对称的取向.变形部分的晶体位向发生改变，可使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向，可以进一步激发滑移.孪生与滑移交替进行，使TWIP钢的塑性非常优异.同时，粗大的透镜状形变孪晶从奥氏体晶界处向晶内贯穿，分割奥氏体晶粒.接着，更细小的形变孪晶呈交织状分布于奥氏体晶粒内，分割晶粒后的孪晶起到了亚晶界的作用，阻碍了位错的滑移，这就起到了加工硬化的作用，提高了材料的强度[92−93].

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 temperatures in Fe–6Mn–2Al–0.4C [5]

通过材料的加工硬化速率（WHR；或应变硬化速率，SHR）曲线来研究其变形机制和应变硬化行为，以改良成分和工艺设计，从而改善材料的应变硬化率、降低屈强比，最终提高其性能.一般希望曲线拥有良好的延续性以保持足够的塑性，并保持在较高的加工硬化水平，以在变形过程中拥有良好的强化效果.以 Fe–6Mn–2Al–0.4C 在 650～775 ℃临界退火样品的加工硬化曲线为例[5]，如图11所示，三条曲线都表现出了三阶段的加工硬化行为（IA775过早失效导致其还未进入第三阶段），这也是 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的特点.曲线在第一阶段由一个很高的WHR下降，解释为材料由弹性变形进入塑性变形阶段，位错的开动导致了WHR的下降，而对于奥氏体+铁素体的双相组织来说，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

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]

图13 临界退火后的Fe–6Mn–3Al–0.3C–1.5Si钢在拉伸变形时的破坏形成模型[94].（a）在UFG区的孔洞萌生模型；（b）类解理裂纹的形成模型Fig.13 Model for damage formation during the tensile deformation of intercritically annealed Fe–6Mn–3Al–0.3C–1.5Si steel[94]: (a) model for void initiation in the UFG constituent; (b) model for cleavage-like crack creation

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、组织结构、变形与断裂机制出发进行了分析.发现在成分设计方面，要充分利用Al在轻量化以及影响层错能方面的效果，Mn对奥氏体体积分数和稳定性的影响，C在产生碳化物析出形成第二相强化的效果.对于Mn和Al这两种最重要的合金元素，二者对奥氏体的影响效果是相反的，一般控制Mn/Al在1.5～3之间.为避免C在焊接性等方面的不利影响，一般控制其质量分数在0.2%～0.4%之间.V、Nb、Ti作为碳化物形成元素，其含量一般与C对应，利用其第二相强化效果时要控制Al和Si的含量，后二者会抑制碳化物的产生.

临界退火和淬火+回火作为目前 Fe−Mn−Al−C系中锰钢轧后最常用的两种热处理工艺，前者对延伸率的影响更加有利，而后者更偏重于牺牲过高的延伸率来提高强度.因为强塑积与延伸率呈现出明显的正相关关系，临界退火工艺更易得到高强塑积.同时，热轧样品的屈强比普遍低于冷轧，淬火+回火处理样品的屈强比低于临界退火处理.在组织方面，Fe−Mn−Al−C 系中锰钢普遍展现出了奥氏体+铁素体（+马氏体）的组织，除调控基体相的体积分数之外，控制合金成分以避免δ-铁素体、κ-碳化物的产生也尤为重要，一般控制Al的质量分数在5%以下可以避免二者的产生.

Mn和Al的含量会影响层错能，进而决定钢的变形机制.TRIP 效应作为 Fe−Mn−Al−C 系中锰钢的主要变形机制，通常受到奥氏体含量及稳定性的影响.奥氏体含量一般由化学成分和工艺参数决定，奥氏体稳定性则会受到化学成分、晶粒尺寸和晶粒形态的影响.一般希望获得适中的奥氏体稳定性，在变形过程中发生奥氏体的非同步转变，以充分发挥TRIP效应的效果.加工硬化速率曲线通常会用来反映材料的变形过程，目前研究出现的三阶段曲线在第二、三段的解释上仍存在分歧.

目前 Fe−Mn−Al−C系中锰钢的性能已基本满足使用需求，但其在研究过程中出现的工艺窗口小的问题仍限制其推广与使用，成分含量及工艺参数的微小变化都会导致性能的巨大改变，给实际生产过程提出了难题.另外，中锰钢的研究重点主要集中在成分设计与组织性能调控上，而针对其在成型及服役条件下的组织性能表征预评价和相关的应用基础研究存在明显不足.比如1500 MPa级别及以上汽车用超高强度用钢的韧性改善机理不明与韧性评价方法不当；在超高强度钢成形及服役条件下应变量、应变速率、应力状态等条件对回弹、开裂、起皱等典型缺陷的影响规律不清楚；高速、大冲击负荷下金属的流动性、结构刚度、吸收性能及应变速率敏感性等碰撞性能参数的物理模型及数值分析等研究设计很少；不同状态原板下电阻点焊对接头强度韧性影响规律等应用方面的研究更是匮乏，以及在后续服役过程可能出现的延迟开裂问题都限制了中锰钢的推广应用.此外，淬火+回火工艺所能达到的塑性有限，临界退火工艺屈强比高，影响了材料的二次加工性，以及“一钢多级”等方面都有待进一步的研究.