1400 1200 1000 800
700°C 680°C 660°C 640°C
600
400
200
0 0
0.2µm
5
10
15
20
25
Engineering strain, %
图 8 中锰钢（Fe-0.05%C-6%Mn-1.4%Si）退火温度和应力曲
线。微观组织照片。
第一类中锰钢（Medium）的力学行为和微观组织如图 8 所示。实验结果表明：尽管经过 640 退火，钢板的强塑 积接近 20000MPa%，但是由于大部分的变形量是由于 局部变形导致的，这种变形行为限制了其实际应用。
图 6 中锰钢的合金设计原理
锰含量为 10~12%的中锰钢是具有特殊结构和
性能的一种钢。合金体系依赖于双相区退火得到的
奥氏体在室温稳定性。层错能和变形机制由合金成
分和退火温度决定的。原则上讲我们可以将奥氏体
的层错能提高到 20 mJ/m2 并且在随后的变形中出现
变形孪晶，如图 6 所示。
图 7 所 示 为 Mn 含 量 为 10% 的 中 锰 钢
740/3min
[15]
图 2 给出了第二类中锰钢（化学成分为 0.05%C, 6.15%Mn, 1.5%Si, 2% Al）的 SEM 照片，可以清楚 看到交替出现的粗大的δ铁素体组织和超细晶的铁 素体和奥氏体组织。
第三类中锰钢（Medium）的特征为碳化物的再 溶解和双晶粒尺寸分布，即超细晶的铁素体和奥氏 体机粗大的δ铁素体（如表 3 所示）。由于这个合金 体系含有大量的 Al，因此钢板的密度较低。相对高 的 C 含量会在加工过程中出现碳化物，对应的工业
察可以发现中锰钢的变形是通过剪切带移动产生
的。平的拉伸曲线另一个特征是缺乏转变。尽管缺
乏加工硬化，实际得到的延伸率很高。高温退火会
得到高的加工硬化率，变形是均匀的，在变形初期
奥氏体迅速转变为马氏体。这导致在小变形量条件
下就发生断裂。第一类中锰钢（Medium）的力学特
征不适合汽车工业的变形要求。
2 第一类中锰钢（Medium）的力学行为
0.0
0.5
1.0 0.0
0.5
1.0 0.0
0.5
1.0
Carbon content, mass-%
(a)
(b)
(c)
图 1 第一类和第二类中锰钢的相图
δ α+γ
δ α+γ
δ α+γ
10µm
图 2 第二类中锰钢（0.05%C, 6.15%Mn, 1.5%Si, 2% Al）的
微观组织照片
1500
Fe-C-3.5Mn-6Al
适合连退的生产线。添加 Si 元素的作用是抑制渗碳 体的析出和优化 C 在双相区中奥氏体里的含量。
表 1 完全超细晶组织的第一类中锰钢的化学成分 （质量%）
C
Mn Al Si Other
Annealing
Ref.
Temperature, °C
Time
0.11
5.7 - -
-
520-640/1-16h
Temperature, °C
γ+α
1000
IA T-range
500 α+θ
α+θ +κ-carbide
0
0.0
0.5
1.0
Carbon content, mass-%
图 3 第三类中锰钢（3.5% Mn 和 6%Al）的相图
表 3 第三类中锰钢的化学成分 （质量 %）
C Mn Al Si Other
第三代汽车用钢中锰钢的开发
B.C. De Cooman, Seawoong Lee
(Graduate Institute of Ferrous Technology, Pohang University of Science and Technology, Pohang, South Korea)
摘要：本文主要介绍目前作为有可能成为第三代高强汽车用钢的不同种类的中锰钢。中锰钢具有多种微观结构和复杂的与 工艺相关的力学性能。研究表明经过两相区退火有可能得到最佳的力学性能。我们这里定义两种中锰钢，第一种中锰钢 （Medium）的锰含量在 3~8%之间，第二种中锰钢（Intermediate）的锰含量在 10~12%之间。中锰钢（Medium）的微观组织为 全部或部分的晶粒尺寸小于 500nm 的超细晶。中锰钢（Medium）具备 TRIP 效应。中锰钢（Intermediate）的力学性能同时具 备 TWIP 效应和 TRIP 效应。在塑性变形过程中我们可以先后观察到这两种加工硬化方式。在开发第三代汽车用钢时，我们必 须要同时考虑成本和加工方式两个方面。
0.5 Fe-0.1%C 6%Mn-2%Al-0.5%Si
0.4 Fe-0.1%C 6%Mn-2%Al-0.5%Si Fe-0.1%C 6%Mn
0.3
0.2
0.1
35
30
25
Fe-0.1%C 6%Mn-3%Al-0.5%Si
Fe-0.1%C
6%Mn-2%Al-0.5%Si 20
Fe-0.1%C 6%Mn
700
γ+α
700
600
600
500
500
400
400
300
α+θ α+γ+θ
300
200
200
100
100
0
0
0 2 4 6 8 10
Mn, mass-%
γ γ+α
α+γ+θ
α+θ
0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 C, mass-%
图 4 第一类和第二类中锰钢热处理工艺原理
C in austenite, wt% Mn in austenite, wt%
C Mn Al Si Other
Annealing
Ref.
Temperature, °C
Time
0.12 4.6 1.1 0.55
-
0.12 5.8 3.1 0.47
-
660-780/2min 720-840/2min
[13]
0.20 8.0 5 0/1/2 -
650/1hr
[14]
0.08 6.15 2.0 1.5 0.08V
（Intermediate）分别经过 750 和 900 退火后的微观
组织照片，其中 750 退火后钢中奥氏体的层错能为
16，900 退火后钢中奥氏体的层错能为 6。这种层错
能控制的方法可以在多相锰钢中制备出具有 TWIP
效应的奥氏体相，奥氏体在变形过程中如果层错能
过低则不会产生变形孪晶。
1500
Fe-C-10Mn-3Al-2Si
15
10
5
0.0 400 500 600 700 800 900
Temperature, oC
0 400 500 600 700 800 900
Temperature, oC
图 5 三类中锰钢奥氏体中的 C 和 Mn 含量与温度的变化关系
第一类中锰钢（Medium）的热处理原理如图 4 所示。第一阶段，从单相奥氏体区冷却得到板条状 马氏体。第二阶段通过扩散控制的形核和长大阶段 得到超细晶的铁素体和奥氏体。通过 C 和 Mn 元素 向奥氏体中扩散在室温条件下得到奥氏体组织。Al 元素的作用是影响退火温度下的 C 和 Mn 元素向奥 氏体中的分配。图 5 中的窄条区域为典型连退线生 产低碳钢的退火温度。
37
0.1%C 6.0%Mn 3.0%Al 1.5%Si 0.5 11.5 2.25 1.75 24
图 5 说明了退火温度和合金成分对超细晶奥氏 体中 C、Mn、Al 和 Si 元素含量的影响。超细晶奥氏 体的化学成分决定奥氏体中位错的层错能。Al 元素 的添加主要影响退火温度下的 C 和 Mn 元素在奥氏 体中的偏聚，同时 Al 元素会影响残余奥氏体的层错 能和力学性能。表 4 所示为在退火温度对应着奥氏 体中最大 C 含量所处的温度的条件下，钢中奥氏体 相在室温条件下的层错能。
0.20 4.72 - -
-
650/1min-144h
0.16 3.95 - 0.5 0.05Nb 650-750/3min
[9]
0.10
7.1 - 0.13 -
575-675/1 week
[10]
0.05
6.0 - 1.5 -
640-700/3min
[11]
表 2 第二类中锰钢的化学成分 （质量%）
[2]
0.12
5.1 - -
0.01-0.40 5.0 - -
-
650-700/20min-26h
[3] [4]
-
625-675/3h
[5]
0.15 4.0-6.5 - 0.12 -
620-675/1-12h
0.12
5/6 - 0.50 -
2min
[6]
0.10
5.0 - -
-
650/6h
[7] [8]
关键词：汽车用钢、加工硬化、中锰钢
汽车工业为了同时实现减重和提高安全性的目 标，需要开发一种抗拉强度超过 1GPa 的可成形的超 高强度钢。在当前的汽车车型中，汽车厂家通过采 用热冲压成形钢和双相钢来实现减重和提高安全性 的目的。因此正在开发的第三代汽车用钢要求同时 具备高的强度和高的成形性能。第二代高 Mn 的先进 高强钢，TWIP 钢和 SBIP 钢，从汽车厂家得到不同 的评价[1]。并且，由于高锰钢具有高的合金成本、生 产困难和早期无 Al 的 TWIP 钢的氢致断裂，许多钢 铁企业并不愿意开发高锰钢。中锰钢的双相区退火 可以得到比奥氏体区单相区退火更好的力学性能和 微观组织。中锰钢的力学性能强烈依赖于退火温度。 这种正相关性有利于通过改变中锰钢不同的力学性 能来适应不同的应用需求。