高强度钢和锰钢的区别，高锰钢相图

简介： 中等锰(Mn) 含量(3-12 wt-%) 的钢已成为一种新的合金类别，并在过去十年中受到了相当大的关注。该合金的微观结构和机械响应与现有钢种显着不同，特别是在微观结构变化和可在变形过程中调整的相关微观机制方面。成分和许多微观结构特征之间的相互作用和调整机会驱动几乎所有已知的强化和应变硬化机制，在相对较低的合金含量下实现卓越的强度和延展性协同效应。先前的研究表明，这种钢的微观结构和变形非常复杂，但其潜在机制尚未得到彻底讨论。本文回顾了这些钢的主要相变现象及其力学行为，涵盖了整个非弹性变形过程，包括屈服、应变硬化、塑性失稳和损伤。基于这些见解，对加工、微观结构和机械性能之间的关系进行了严格的评估和合理化。还确定并讨论了基础研究和工业生产中未解决的问题和挑战，以指导未来的研究工作。中锰钢（MMnS）一般是指锰含量介于第一代低锰（3wt%）和第二代高锰（13wt%）之间的一类铁基合金。相当多的关注。这种兴趣是由于对具有可持续精益成分的强韧性钢的需求不断增长而推动的，以实现大幅减轻重量和良好的抗损坏性，特别是在汽车行业。它们现在是一种全新的材料，并显示出成为下一代AHSS（所谓的第三代）的巨大潜力。它们与其他类型的钢有很大不同，特别是在成分和微观结构复杂性方面，并且可以单独或同时定制。这些包括（a）化学成分和相间溶质分配，（b）相和微观结构成分（奥氏体，铁素体，马氏体，贝氏体，珠光体，碳化物等）的变化（尺寸，弥散，形貌，分布，渗透）等。)。 c）微观溶质富集/偏析的多种缺陷，偏析功能化的许多机会，（d）奥氏体的机械稳定性/亚稳态设计以及相关的位错和非热变形机制和缺陷模式现象。这几种合金尺寸之间的相互作用和调整导致几乎所有已知的效应，例如固溶强化、界面强化、沉淀强化、位错强化、相变诱发塑性（TRIP）效应和孪生诱发塑性（TWIP）。应变硬化机制被触发。效应、动态应变时效和多相复合强化效应。这种各种各样的微机械增强机构，全部在可调成分和加工范围内组装，具有相对较低的合金含量（拉伸强度高达约2400 MPa，总伸长率高达约95%，拉伸强度的乘积）。）提供了卓越的强度和延展性的协同作用。总伸长率高达80 GPa%）为材料设计提供了广泛的途径。这些特性使MMnS 成为一种多功能的新材料。然而，这种复杂性限制了合金的基本热力学、动力学和变形机制，以及在制造和暴露于复杂机械载荷场景时成分、微观结构和转变之间的相互作用。我们需要加深对合金的理解关于MMnS的评论有几篇，但主要评论加工-微观结构-性能关系的工程和唯象性质，主要是在超细颗粒水平（球形颗粒直径或接近1m或覆盖小于层状宽度）粒子）。本综述旨在进一步关注含有中等锰含量的各类钢的基本显微组织和变形机制。强调了各种微观结构特征及其形成的热力学和动力学。强调了这些钢与其他低合金钢之间的主要区别。

系统地审查和严格评估了涵盖整个非弹性变形范围的机械行为，包括屈服、应变硬化、塑性不稳定性和损伤（有或没有H 存在）。德国马克斯·普朗克研究所Dieck Rabe 教授团队的这篇综述提出了这些见解，对各种可用加工路线之间的相互作用以及由此产生的微观结构和机械响应进行了严格的评估和合理化，并基于与其他方法的比较。高强度材料。进行了系统比较。本综述的目的不仅是为加速此类钢的发展提供理论框架，而且还强调该领域需要未来研究工作的学术和未解决的科学问题和挑战。两者都是产业视角。相关研究成果以“Physical Metallurgy of Medium Manganese Advanced High Strength Steels”为题发表在国际著名材料评论期刊《International Materials Reviews》上。

关联：

https://www.tandfonline.com/doi/full/10.1080/09506608.2022.2153220

奥氏体比例和稳定性对MMnS的机械性能有显着影响，并对钢的应变硬化能力和抗损伤能力有重要影响。因此，退火过程中奥氏体形成/还原的热力学和动力学是需要了解的重要细节，以便通过适当的加工路线改进微观结构设计。图1 显示了两种MMnS 成分的计算奥氏体分数随温度的变化以及淬火至室温后相应的残余奥氏体。随着退火温度升高，由于奥氏体热稳定性下降（奥氏体中C、Mn富集减少）和淬火马氏体减少，MMnS中残余奥氏体比例先增加后减少。尽管这些计算清楚地定义了退火过程中奥氏体形成的热力学极限，但实际的奥氏体分数和溶质分配是动力学控制的，并且与热力学平衡存在显着偏差，这是常见的。

如图1所示。我计算了两种MMnS成分（Fe-0.2C-8Mn和Fe-0.2C-4Mn，以wt%计）在临界退火温度（IAT）下的奥氏体分数以及淬火至室温（RT）后的残余含量。

图2. (a) 使用DICTRA 在不同温度和不同生长阶段从NPLE 到PLE 边界条件下0.1C-3Mn-1.5Si (wt-%) 钢的奥氏体体积分数随时间变化。模拟速率。该图如下所示（考虑了两种不同尺寸的模拟单元：0.5 m 和1 m）。 (b - d) 基于Fe-C-Mn 等温截面的界面联络线选择图（空心圆圈代表块体成分，黑色圆圈代表此阶段铁素体的平均成分） : (b) 使用NPLE 中的固定联络线生长； (c) 奥氏体从NPLE 生长到PLE，连接线向最大界面Mn 含量移动；不同阶段奥氏体/铁素体界面处溶质分布的示意图，突出显示了操作联络线。

图3。 （a）奥氏体（）从渗碳体（）/铁素体（）界面生长的示意图。通过比较/和/界面处的C活动，可以确定奥氏体中是否存在正的C活动梯度并导致C扩散控制奥氏体生长（b，c）从C扩散控制奥氏体生长的转变(NPLE) 到Mn 扩散控制奥氏体生长(PLE) 被绘制为临界退火温度和渗碳体Mn u 分数的函数。进行这些热力学评价以比较钢成分(b)0.1C-2Mn和(c)0.2C-5Mn(重量)。 Ae1 和Ae3 分别是平衡时奥氏体形成的起始温度和终止温度。

图4. 板条马氏体和OR 不同成核位置的相邻相演化和奥氏体形态发展示意图。 GB G 代表晶界（GB）奥氏体的球形形态，IG G/A 代表球形晶内（IG）奥氏体。 /针状形态。

图5. 不同温度下的偏析等温线，假设BCC 体相（配位数z=8）和晶界（简化配位数z=6）之间存在亚稳态局部扩散平衡。 XBulk 是体界处的Mn 摩尔分数，XGB 是晶界处的Mn 摩尔分数。

图6. Mn 改性后450 C 6 小时的晶界APT 分析（选定）。分别用蓝色、紫色和绿色框标记的区域的探测器图像。识别出地图的主极（红点）后，就会叠加相应的立体投影（黑点）。 (b) (a) 中红色虚线框中所示的等浓度平面指示的扭曲小角度晶界的细节。 (a) 中蓝色虚线框突出显示的晶界是通过晶粒界面的面内浓度分析获得的，并显示在(c) 中。 MMnS 的一个重要特征是，它可以被设计成使得大部分奥氏体是亚稳态的，并且可以在机械载荷下转变为马氏体。这种从软主相（奥氏体）到较硬微观结构产物（马氏体）的变形转变导致非常高的应变硬化率（见图8（a））。应变硬化率的增加提高了合金的延展性。这种现象称为TRIP 效应。这种效应对于MMnS 等超细晶材料尤其重要，因为对于小于1 m 的晶粒尺寸，依赖位错积累的其他应变硬化机制通常会受到抑制。如图8(b)所示，MMnS的应变硬化能力很大程度上取决于形变诱发马氏体的量。

图7. (a)奥氏体和马氏体化学自由能温度变化示意图。 (b)奥氏体-'-马氏体转变的Bogers和Burgers模型示意图[134]。 T/3=/18 112 和3 T/8=/16 112 沿{111} 平面的第二次剪切将面心立方奥氏体转变为体心四方马氏体（T: (c) 和(d) 为亚稳奥氏体不锈钢和临界退火MMnS 中两个剪切系统相交处的'-马氏体形核的典型例子。 (e) 形变诱导的'-马氏体和-马氏体对MMnS (0.2C-11Mn-2.1Si-1.5Al, wt%) 应变硬化指数(n) 的影响。本研究中的相分数是通过XRD 测定的。仅当变形诱导'-马氏体形成时才能获得最大应变硬化率。

图8. (a) 含有粗晶 铁素体的高铝、高硅掺杂MMnS (0.2C-10Mn-3Al-3Si)（ 铁素体中的Al 和Si 含量分别约为4 和3.5 wt-%），wt- %) 典型断裂表面和(b) 裂纹行为。 (c) 同一样品的 铁素体选区衍射图；(d) MMnS :d1、0.2C-10Mn-3Al-1Si (wt%) 晶间裂纹、沿双相h 铁素体' 马氏体界面和母体奥氏体诱发的应变观察到晶界；在具有块体结构的0.1C-7Mn-0.5Si（重量）热轧退火钢中观察到沿含有层状奥氏体铁素体的层的PAGB 的d2,h 诱发裂纹；在'-马氏体界面和新钢内部的中锰马氏体时效钢（0.01C-9Mn-3Ni-1.4Al，重量） - 诱导诱导纳米空腔。马氏体。

图9. MMnS 与典型第一代/第二代AHSS 拉伸性能的比较（根据已发表的数据绘制）。 HSS:常规高强度钢、IF:无间隙钢、BH:可烘烤硬质钢、HSLA:高强度低合金钢、Mild:低碳钢、DP:双相钢、CP:复合相钢、MS:马氏体钢、TRIP:相变诱导塑性钢、TWIP:双相钢诱导塑性钢。

过去15 年的广泛研究在MMnS 领域取得了重大进展，特别是与基于对相变热力学和动力学的理解的新微观结构设计相关，从而实现了机械性能的突破（图25）。这些钢在相对较薄的成分中实现了卓越的强度和延展性，这是其进一步开发和应用的重要驱动力。在过去的十年中，MMnS的基本认识也取得了进展，特别是在奥氏体反转和溶质分配的动力学、局部溶质富集的热力学、奥氏体的变形行为以及变形诱导马氏体相变的影响方面就屈服了。被看见了。关于应变硬化行为和损伤演变的影响（有或没有H 存在）。与其他类型的钢（例如DP 钢和TWIP 钢）相比，人们对MMnS 的微观结构和微观机械基础的理解水平仍然要低得多。这主要是由于其高度复杂性，这与中等的MN 含量以及由此产生的具有多种相组成和条件可调的多相微观结构直接相关。因此，该领域仍有许多进一步基础研究的机会。在这种情况下，未解决的基本问题包括： (a) 各种复杂初始微观结构状态的奥氏体形核，(b) 界面迁移率和相生长，以及(c) 体积减小。这些包括但不限于再结晶和奥氏体相互作用、(d) 地方问题；化学和奥氏体还原/稳定性，(e) 变形引起的马氏体成核机制，(f) 各个变形机制对整体拉伸性能的定量贡献，(g) PLC 频带和相关的DSA 机制。详细表征，(h) 效果微合金化和沉淀，（i）不同类型界面的表征，以及与损伤和氢脆的相关性。此外，另一个重要的研究方向是开发可靠的微观结构和本构微机械模型，为进一步优化和发现替代成分和微观结构变体提供定量指导。精确控制晶粒内或界面处的局部化学是一种新颖有效的组织工程方法，可提高钢的强度、应变硬化能力和损伤容限。鼓励利用该策略进行进一步研究，但考虑到其与当前工业实践的兼容性，所需的热机械加工复杂性应保持在最低限度。总而言之，目前对MMnS 基本理解的局限性表明进一步发展的空间很大，这从科学和工程的角度证明了未来研究工作的合理性。正如过去15 年一样，这些研究活动将继续为整个钢铁行业带来新知识。本文来自材料科学网微信公众号

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