王明明， 馬 飛， 裴未遲， 李冬冬， 龍海洋， 紀(jì)宏超， 劉 帥

(1. 華北理工大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院， 河北 唐山 063210;2. 華北理工大學(xué) 冶金與能源學(xué)院， 河北 唐山 063210)

“提高強(qiáng)度、減輕質(zhì)量”是汽車行業(yè)發(fā)展的雙重要求，為實(shí)現(xiàn)這一目標(biāo)，具有更高強(qiáng)塑積汽車鋼的研發(fā)越發(fā)得到關(guān)注。高強(qiáng)塑積鋼的研發(fā)經(jīng)歷了低塑性高強(qiáng)度或低強(qiáng)度高塑性的第一代汽車鋼；具有高強(qiáng)度高塑性，但合金化程度高、成本高的第二代汽車鋼；以及強(qiáng)度、塑性介于兩者之間，但成本低于第二代汽車鋼的高強(qiáng)塑積第三代汽車鋼[1-4]。

目前，國(guó)內(nèi)外備受關(guān)注的第三代汽車鋼主要包括中錳鋼、淬火&配分鋼和納米貝氏體鋼[5-8]。與其他第三代汽車鋼相比，中錳鋼主要以C、Mn合金化為主，合金含量低；以軋制、臨界退火為主要制備工藝，制備工藝簡(jiǎn)單。經(jīng)軋制及退火處理后，其組織由超精細(xì)鐵素體、奧氏體或部分馬氏體組成，組織中奧氏體通過(guò)相變誘導(dǎo)塑性機(jī)制(Transformation induced plasticity，TRIP)及孿晶誘導(dǎo)塑性機(jī)制(Twin induced plasticity，TWIP)實(shí)現(xiàn)其強(qiáng)度與塑性的提升，可獲得高達(dá)20～60 GPa·% 的強(qiáng)塑積。這種在單一均勻的鐵素體基體上引入亞穩(wěn)、多尺度相，使組織結(jié)構(gòu)復(fù)雜化，是獲得良好的強(qiáng)度與塑韌性匹配的可選途徑之一，并能夠突破超細(xì)晶粒鋼理論極限，是中錳鋼獲得超高強(qiáng)塑積的關(guān)鍵因素之一[9]，因此中錳鋼被認(rèn)為是實(shí)現(xiàn)汽車輕量化最有前景的材料之一[2,4,10-11]。本文從中錳鋼合金化、熱加工工藝及組織結(jié)構(gòu)對(duì)強(qiáng)塑積的影響分析了國(guó)內(nèi)外中錳鋼最新研究進(jìn)展，以期為更高強(qiáng)塑積中錳鋼的研究提供理論基礎(chǔ)。

1 高強(qiáng)塑積中錳鋼合金化的研究進(jìn)展

中錳鋼合金化是調(diào)控中錳鋼組織結(jié)構(gòu)及提升性能的首要因素，也決定了熱加工工藝的選取，因此是目前研究的重點(diǎn)[12-15]。相對(duì)于淬火配分鋼和納米貝氏體鋼，中錳鋼合金化相對(duì)簡(jiǎn)單，其中C、Mn是中錳鋼主要添加元素，其含量分別控制在(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)0.05%～0.4%及3%～12%范圍內(nèi)，并在此基礎(chǔ)上添加少量Si、Al或V等元素。

1.1 碳對(duì)中錳鋼組織及性能的影響

中錳鋼的C含量一般在0.05%～0.4%左右[16-17]。C作為固溶強(qiáng)化元素及奧氏體穩(wěn)定元素對(duì)中錳鋼組織及性能具有重要影響：隨著碳含量的增加，C的固溶強(qiáng)化作用及對(duì)奧氏體穩(wěn)定性提升作用增加，但較高的C含量會(huì)導(dǎo)致滲碳體沿晶界呈網(wǎng)狀析出，惡化其強(qiáng)度及塑性[16-18]。Furukawa等[16]研究了C含量對(duì)5Mn鋼組織、性能的影響，其結(jié)果顯示C含量在0.01%～0.1% 時(shí)，組織中奧氏體含量與強(qiáng)塑積均隨著C含量的增加而增加，但不隨冷速的變化而變化；C含量在0.1%～0.4%之間時(shí)，冷卻方式對(duì)奧氏體含量與強(qiáng)塑積均產(chǎn)生較大影響。退火保溫后進(jìn)行爐冷，冷卻速度低，滲碳體在奧氏體和鐵素體界面處析出，進(jìn)而降低鋼的塑性。此外，滲碳體的析出導(dǎo)致可固溶于奧氏體中的C減少，奧氏體穩(wěn)定性降低，難以在變形階段以連續(xù)TRIP效應(yīng)維持中錳鋼的強(qiáng)塑性。Li等[12]則充分利用Al抑制碳化物析出的作用，將中錳鋼C含量提升到0.52%，通過(guò)溫軋及退火處理獲得了具有薄膜狀及等軸狀混合組織，充分利用位錯(cuò)強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、孿晶誘導(dǎo)塑性等機(jī)制，獲得了高達(dá)61.4 GPa·%的超高強(qiáng)塑積?？梢钥闯觯黾覥含量是提升中錳鋼強(qiáng)度的有效方式之一，但如何保證C固溶于奧氏體中不析出，達(dá)到固溶強(qiáng)化及提升奧氏體穩(wěn)定性的目的值得深入研究。

1.2 錳對(duì)中錳鋼組織及性能的影響

作為奧氏體穩(wěn)定化元素之一，Mn是中錳鋼最主要的合金元素，其含量可達(dá)3%～12%[2,4,10-11]。在相同的熱加工工藝條件下，組織中奧氏體含量隨Mn含量的增加而增加，但由于中錳鋼C含量普遍小于0.3%，能夠擴(kuò)散到奧氏體中的C含量有限，因此，隨奧氏體含量的增加，奧氏體中C含量降低，其穩(wěn)定性也相應(yīng)降低[14]。較低的奧氏體穩(wěn)定性使中錳鋼在變形初期即有大量亞穩(wěn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，使中錳鋼初始加工硬化速率較高。研究[2,11]表明Mn含量在5%～9%時(shí)，中錳鋼變形過(guò)程中奧氏體主要以TRIP機(jī)制實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度及塑性的提升；而Mn含量在9%～12%時(shí)，變形過(guò)程中奧氏體則以TRIP+TWIP機(jī)制協(xié)同提升其強(qiáng)度及塑性。中錳鋼強(qiáng)塑積隨著Mn含量的增加而增加，但增加趨勢(shì)逐漸減慢，當(dāng)Mn含量達(dá)到10%后，其強(qiáng)塑積接近飽和，此時(shí)對(duì)強(qiáng)塑積的貢獻(xiàn)主要?dú)w功于伸長(zhǎng)率，如圖1[14]所示。然而Mn含量過(guò)高時(shí)易使中錳鋼產(chǎn)生成分偏析，經(jīng)熱軋?zhí)幚砗蟪霈F(xiàn)沿軋制方向分布的偏析帶，導(dǎo)致中錳鋼組織不均勻、性能不穩(wěn)定[13]。但Lee等[19]卻充分利用Mn元素的偏析，通過(guò)熱軋+臨界退火+淬火處理，在富Mn區(qū)和貧Mn區(qū)獲得了具有不同尺度、不同穩(wěn)定性的奧氏體相。相對(duì)于貧Mn區(qū)細(xì)小奧氏體相，富Mn區(qū)塊狀?yuàn)W氏體更易發(fā)生TRIP效應(yīng)，以通過(guò)連續(xù)TRIP效應(yīng)實(shí)現(xiàn)中錳鋼連續(xù)加工硬化，進(jìn)而獲得強(qiáng)度為1.0～1.6 GPa、伸長(zhǎng)率為20%的高強(qiáng)度、高塑性中錳鋼。

圖1 (0.1～0.2)C-(4～11)Mn-(0～1)Al中錳鋼經(jīng)冷軋+ 臨界退火后強(qiáng)塑積隨Mn含量的變化[14]Fig.1 Variation of product of strong and plasticity with Mn content in (0.1-0.2)C-(4-11)Mn-(0-1)Al medium manganese steel after cold rolling and critical annealing[14]

1.3 硅與鋁對(duì)中錳鋼組織及性能的影響

圖2 LA-0Si、LA-1Si及LA-3Si鋼(a)和HA-0Si及HA-1Si鋼(d)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線及瞬時(shí)加工硬化速率-真應(yīng)變曲線； (b)LA-1Si鋼奧氏體與鐵素體的微觀應(yīng)變與宏觀應(yīng)變的關(guān)系曲線；(c)LA-3Si鋼變形后不同晶粒的透射明場(chǎng)像； (e)HA-0Si及HA-1Si鋼馬氏體體積分?jǐn)?shù)、馬氏體轉(zhuǎn)變速率隨真應(yīng)變的變化曲線[15]Fig.2 True stress-true strain curves and instantaneous work hardening rate-true strain curves of LA-0Si, LA-1Si and LA-3Si steels(a) and HA-0Si and HA-1Si steels(d); (b) relationship between micro-strain and macro-strain of austenite and ferrite in LA-1Si steel; (c) transmission bright field images of different grains of LA-3Si steel after deformation; (e) variation curves of martensite volume fraction and martensite transformation rate with true strain in HA-0Si and HA-1Si steels[15]

Si、Al以固溶強(qiáng)化方式提升中錳鋼強(qiáng)度，并且能夠促進(jìn)δ-鐵素體生成以及抑制碳化物析出[20-23]。Si的加入能夠有效降低鋼的層錯(cuò)能，抑制位錯(cuò)交滑移，促進(jìn)亞穩(wěn)奧氏體在變形過(guò)程中形成孿晶，以TWIP機(jī)制提升中錳鋼的強(qiáng)度及塑性[21]。Si含量對(duì)0.2C-10Mn-3Al-xSi(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)中錳鋼強(qiáng)化機(jī)制的影響如圖2所示，圖中LA為低奧氏體含量試驗(yàn)鋼；HA為高奧氏體含量試驗(yàn)鋼[15]。奧氏體含量為30%(體積分?jǐn)?shù)，下同)時(shí)，LA-0Si鋼瞬時(shí)加工硬化指數(shù)在達(dá)到最大之后便逐漸降低，但LA-1Si及LA-2Si鋼瞬時(shí)加工硬化指數(shù)卻出現(xiàn)再次增加的趨勢(shì)，即出現(xiàn)二次加工硬化，并且LA-1Si鋼在真應(yīng)變?yōu)?.25后出現(xiàn)的第三次加工硬化階段，如圖2(a)所示。Si含量的不同直接決定了奧氏體在應(yīng)變時(shí)的強(qiáng)化機(jī)制，在0Si、1Si鋼中，形變孿晶及馬氏體[15]在不同的奧氏體中生成，即兩種強(qiáng)化機(jī)制單獨(dú)發(fā)生；但在3Si鋼中觀察到一次孿晶、二次孿晶以及孿晶交叉處生成的馬氏體，可以看出3Si鋼的強(qiáng)化機(jī)制更加復(fù)雜[21]，如圖2(c1，c2)所示。對(duì)于HA-0Si和HA-1Si中錳鋼，奧氏體穩(wěn)定性降低，因此在變形初期即有大量奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，導(dǎo)致二者的瞬時(shí)加工硬化速率顯著高于LA-0Si及LA-1Si相同應(yīng)變時(shí)的加工硬化速率，如圖2(d，e)所示。

Li等[22]研究了Al含量及亞穩(wěn)淬火溫度對(duì)熱軋0.2C- 1.5/3Al-8.5Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)中錳鋼組織及性能的影響。隨亞溫淬火溫度的升高，亞穩(wěn)奧氏體穩(wěn)定性逐漸降低，并且受奧氏體晶粒尺寸及奧氏體中不均勻C、Mn分布的影響，薄膜狀?yuàn)W氏體的穩(wěn)定性明顯高于塊狀?yuàn)W氏體的穩(wěn)定性。低Al中錳鋼經(jīng)650 ℃淬火后獲得了塊狀、薄膜狀殘留奧氏體和鐵素體，其奧氏體含量高達(dá)80%，由于塊狀、薄膜狀殘留奧氏體穩(wěn)定性不同，促進(jìn)了中錳鋼在拉伸變形過(guò)程中奧氏體以不連續(xù)TRIP機(jī)制對(duì)強(qiáng)度及塑性的提升，其強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率分別為1373 MPa、31.8%。而高Al中錳鋼經(jīng)750 ℃淬火后，組織中不僅存在塊狀、薄膜狀殘留奧氏體及鐵素體，還存在δ-鐵素體。高Al中錳鋼在鑄造過(guò)程中生成δ-鐵素體并保留至室溫，簡(jiǎn)單軋制、淬火均不能消除δ-鐵素體。變形過(guò)程中位錯(cuò)更易在δ-鐵素體中滑移，可以避免因位錯(cuò)堆積而引起應(yīng)力集中，以及微裂紋，確保中錳鋼的塑性[24]。因此高Al中錳鋼強(qiáng)度雖略低于低Al中錳鋼，但受奧氏體不連續(xù)TRIP機(jī)制及δ-鐵素體協(xié)同變形機(jī)制作用，高Al中錳鋼的伸長(zhǎng)率達(dá)到了34.5%[22]。此外，Al含量對(duì)變形組織再結(jié)晶和奧氏體逆相變均有影響，在低Al含量下，變形組織再結(jié)晶與奧氏體逆相變相互競(jìng)爭(zhēng)，但由于Al的加入使奧氏體逆相變驅(qū)動(dòng)力大于組織再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力，從而使得變形組織再結(jié)晶延緩，轉(zhuǎn)變速度降低。高Al含量時(shí)，冷軋組織有變形條狀鐵素體及變形馬氏體組成，再結(jié)晶與奧氏體逆相變分別在變形鐵素體及變形馬氏體中同時(shí)發(fā)生，兩種機(jī)制相互影響較小[25]。Al的添加促進(jìn)了δ-鐵素體的生成，在一定程度上提升中錳鋼的塑性，但較高的Al含量(>6%)會(huì)導(dǎo)致脆性金屬間化合物的形成，如k-碳化物和FeAl，最終降低其塑性[22-23]。

可以看出，Si、Al的添加可以有效調(diào)控中錳鋼組織中各相的含量及形態(tài)，但如何結(jié)合Mn、C進(jìn)行合金化，實(shí)現(xiàn)對(duì)奧氏體含量、形態(tài)調(diào)控的同時(shí)，有效調(diào)控其穩(wěn)定性，進(jìn)而使中錳鋼獲得更高強(qiáng)度、更高塑性是值得深入研究的[26-27]。

2 高強(qiáng)塑積中錳鋼軋制工藝的研究進(jìn)展

高強(qiáng)塑積中錳鋼的制備過(guò)程主要包括軋制及后續(xù)熱處理工藝[22]。通過(guò)軋制引入晶界、剪切帶等亞結(jié)構(gòu)，增加界面數(shù)量，是實(shí)現(xiàn)奧氏體逆相變的前期工藝；在退火工藝中，變形組織發(fā)生再結(jié)晶及奧氏體逆轉(zhuǎn)變，經(jīng)冷卻后逆相變奧氏體中保留到室溫，即形成亞穩(wěn)奧氏體[22,28-30]。

2.1 傳統(tǒng)軋制工藝對(duì)中錳鋼組織及性能的影響

傳統(tǒng)軋制工藝主要以熱軋及冷軋為主。軋制工藝增加了組織中的缺陷(亞晶界、位錯(cuò)和孿晶等)密度，這些缺陷可以作為C、Mn等原子的擴(kuò)散通道，加速原子擴(kuò)散，并促進(jìn)退火過(guò)程中奧氏體形核和長(zhǎng)大[31]。Zhou等[29]發(fā)現(xiàn)，冷軋中錳鋼在臨界退火過(guò)程中，鐵素體基體的再結(jié)晶過(guò)程促進(jìn)組織中高角度和低角度晶界的生成，為奧氏體逆相變形核及長(zhǎng)大提供了有利的條件，而冷軋組織中殘留的奧氏體則延緩了變形組織的再結(jié)晶過(guò)程，從而抑制了連續(xù)的再結(jié)晶過(guò)程。由于在低角度晶界處形成的奧氏體晶粒始終與鐵素體基體保持嚴(yán)格的K-S取向，因此，在臨界退火過(guò)程中，奧氏體的生長(zhǎng)受到抑制，晶粒尺寸得到細(xì)化。低溫退火工藝下，碳化物的析出降低了奧氏體生長(zhǎng)的驅(qū)動(dòng)力，因此，無(wú)論在奧氏體與基體之間是否存在嚴(yán)格的K-S關(guān)系，奧氏體都很難在低退火溫度下生長(zhǎng)。但隨退火溫度的升高，奧氏體晶粒與鐵素體基體的K-S關(guān)系變得不嚴(yán)格，促進(jìn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大[28-29]。

圖3(a，b)為0.1C-7Mn-0.5Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)中錳鋼熱軋及冷軋并退火后典型組織的EBSD照片，熱軋+退火處理后，奧氏體在原馬氏體板條間形核并呈板條狀形式存在，且無(wú)再結(jié)晶馬氏體，如圖3(a)所示；而冷軋后，組織中位錯(cuò)、亞結(jié)構(gòu)等增多，組織中形變儲(chǔ)能更高，形變馬氏體更容易在退火過(guò)程中再結(jié)晶，并且?jiàn)W氏體形核位置更多，因此退火后組織中以再結(jié)晶馬氏體和等軸奧氏體為主，如圖3(b)所示[30]。熱軋過(guò)程中原奧氏體晶界得以保留，易導(dǎo)致Mn、P原子在原奧氏體晶界處偏聚，并且?jiàn)W氏體易在原奧氏體晶界處形核，最終導(dǎo)致變形過(guò)程中裂紋沿著原奧氏體晶界呈沿晶形式擴(kuò)展；而在冷軋退火組織中，形變馬氏體再結(jié)晶，原奧氏體晶界被打斷，因此有效避免了Mn、P原子的偏聚，進(jìn)而使裂紋以穿晶形式擴(kuò)展，如圖3(c)所示[30，32]。

Sun等[33]對(duì)0.2C-10Mn-3Si-3Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)中錳鋼分別進(jìn)行了熱軋+臨界退火(HRA)+冷軋+臨界退火(CRA)處理，結(jié)果如圖4、圖5所示，CRA和HRA試樣均顯示出帶狀組織，其組織由相對(duì)較細(xì)的奧氏體、鐵素體以及δ-鐵素體組成。CRA試樣的奧氏體平均晶粒度比HRA試樣的奧氏體平均晶粒度要小得多，如圖4(a，c)所示。這主要在于熱軋組織以55%的δ-鐵素體和奧氏體為主；冷軋組織則主要以應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體為主。在退火過(guò)程中，熱軋組織主要以靜態(tài)再結(jié)晶及奧氏體長(zhǎng)大為主，轉(zhuǎn)變速度慢。然而，冷軋組織中奧氏體則由馬氏體再結(jié)晶及馬氏體向奧氏體逆向轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變速度較快。此外，兩種工藝下試樣的拉伸曲線均不滿足Considère準(zhǔn)則，即在斷裂前沒(méi)有發(fā)生頸縮，如圖5(b)所示，表明兩試樣均在宏觀不穩(wěn)定之前出現(xiàn)了過(guò)早斷裂，未能充分利用加工硬化。但即便如此，CRA試樣的伸長(zhǎng)率高達(dá)33%，這是由于形變誘導(dǎo)馬氏體相變(Deformation induced martensitic transformation，DIMT)發(fā)生階段不同。HRA試樣在形變初期即有大量奧氏體迅速轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，導(dǎo)致了應(yīng)變硬化迅速增加，而CRA試樣中奧氏體穩(wěn)定性高，在應(yīng)變初期(<0.15) 奧氏體尚未轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，隨著應(yīng)變的繼續(xù)增加，奧氏體才迅速轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，如圖5(c)所示。正因如此，在拉伸應(yīng)變過(guò)程中，冷軋組織中微孔形核幾乎與馬氏體相變同時(shí)發(fā)生，并且主要在馬氏體與奧氏體界面或馬氏體與δ-鐵素體界面處形核。微孔的形成是由于馬氏體與相鄰的較軟相之間的應(yīng)變不匹配造成。當(dāng)達(dá)到臨界應(yīng)力時(shí)，裂紋將在δ-鐵素體界面、奧氏體與馬氏體界面處開(kāi)始擴(kuò)展并穿過(guò)δ-鐵素體，如圖4(b)所示。在熱軋?jiān)嚇幼冃芜^(guò)程中，奧氏體在變形初期即轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，裂紋在馬氏體與δ-鐵素體界面處形核，當(dāng)裂紋處應(yīng)力達(dá)到δ-鐵素體臨界斷裂應(yīng)力時(shí)，裂紋向δ-鐵素體內(nèi)部擴(kuò)展；裂紋尖端擴(kuò)展到奧氏體時(shí)，因應(yīng)力集中導(dǎo)致奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變并繼續(xù)擴(kuò)展，最終引起試樣斷裂?？梢钥闯?，在含有δ-鐵素體的中錳鋼中，奧氏體穩(wěn)定性直接決定了奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的快慢以及中錳鋼的塑性。

圖3 熱軋+退火處理(HRA)及冷軋+退火處理(CRA)后0.1C-7Mn-0.5Si中錳鋼的EBSD圖(a,b)和 組織形成示意圖以及低溫沖擊測(cè)試中裂紋形核及擴(kuò)展示意圖(c)[30](a)熱軋+退火處理(HRA)；(b)冷軋+退火處理(CRA)Fig.3 EBSD images(a, b) and schematic diagram of microstructure formation and schematic diagram of crack nucleation and expansion in low temperature impact test(c) of 0.1C-7Mn-0.5Si medium Mn steel after hot rolling + annealing treatment (HRA) and cold rolling + annealing treatment (CRA)[33](a) hot rolling + annealing treatment (HRA); (b) cold rolling + annealing treatment (CRA)

圖4 CRA(a, b)及HRA(c, d)后0.2C-10Mn-3Si-3Al中錳鋼的EBSD圖(a, c)及裂紋擴(kuò)展示意圖(b, d)[33]Fig.4 EBSD images(a, c) and schematic diagrams of crack propagation(b, d) of 0.2C-10Mn-3Si-3Al medium Mn steel after CRA(a, b) and HRA(c, d)[33]

圖5 CRA及HRA后0.2C-10Mn-3Si-3Al中錳鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)、瞬時(shí)加工硬化指數(shù)與 正應(yīng)變的變化曲線(b)及奧氏體含量與真應(yīng)變的變化曲線(c)[33]Fig.5 Engineering stress-strain curves(a), change curves of instantaneous work hardening index and normal strain(b) and austenite content and true strain(c) of 0.2C-10Mn-3Si-3Al medium Mn steel after CRA and HRA[33]

2.2 溫軋工藝對(duì)中錳鋼組織及性能的影響

圖6 冷軋(a，b)和溫軋(c，d)Fe-7.16Mn-0.14C-0.23Si鋼的顯微組織[35]Fig.6 Microstructure of the cold rolled(a, b) and warm rolled(c, d) Fe-7.16Mn-0.14C-0.23Si steels[35]

相對(duì)于傳統(tǒng)冷軋、熱軋工藝，溫軋過(guò)程中引入的位錯(cuò)經(jīng)退火處理后能夠保留至室溫，并且溫軋引起的畸變能低于冷軋引起的畸變能，能夠避免變形組織的快速再結(jié)晶，進(jìn)而能有效提升中錳鋼強(qiáng)塑積。此外，溫軋+退火處理后組織中可動(dòng)位錯(cuò)增加、奧氏體晶粒細(xì)化，這些也可以有效提升中錳鋼屈服強(qiáng)度，是獲得具有高屈強(qiáng)比中錳鋼的一種有效途徑[26,34]。Zhang等[26]發(fā)現(xiàn)溫軋+退火處理不僅可以有效提升中錳鋼的強(qiáng)塑積，還能有效消除呂德斯帶現(xiàn)象。這主要在于溫軋形變儲(chǔ)能高于熱軋后的形變儲(chǔ)能，為隨后臨界退火過(guò)程中的部分再結(jié)晶提供了高驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)溫軋組織中超細(xì)晶的形成；溫軋+退火處理后組織中鐵素體及奧氏體均呈現(xiàn)層片狀及等軸狀形態(tài)，中錳鋼屈服強(qiáng)度與奧氏體層片尺寸呈Hall-Petch關(guān)系，這是提升中錳鋼屈服強(qiáng)度的又一途徑。He等[35]對(duì)0.14C-7.16Mn-0.23Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)中錳鋼的冷軋及冷軋后再溫軋?jiān)嚇拥慕M織及性能對(duì)比發(fā)現(xiàn)，相對(duì)于冷軋?jiān)嚇樱瑴剀堅(jiān)嚇又袏W氏體和鐵素體的位錯(cuò)密度都明顯增加，如圖6所示，且大多數(shù)位錯(cuò)分布在靠近奧氏體和鐵素體界面的區(qū)域，這些位錯(cuò)是為了適應(yīng)中錳鋼溫軋過(guò)程中的不均勻變形而產(chǎn)生的幾何必要位錯(cuò)(Geometrically necessary dislocations，GND)[36]。相對(duì)于冷軋?jiān)嚇樱瑴剀堅(jiān)嚇拥那?qiáng)度及抗拉強(qiáng)度均有增加，這主要在于溫軋中錳鋼組織中初始位錯(cuò)密度增加，阻礙了奧氏體/馬氏體界面滑移，即增加了奧氏體的穩(wěn)定性；并且溫軋組織中奧氏體的碳含量也略微增加，也是提升奧氏體穩(wěn)定性的重要因素之一。奧氏體穩(wěn)定性的增加保證了奧氏體在高應(yīng)變水平時(shí)仍可以憑借TRIP效應(yīng)增加中錳鋼的強(qiáng)塑積。

3 高強(qiáng)塑積中錳鋼熱處理工藝的研究進(jìn)展

熱處理工藝是對(duì)軋后的中錳鋼組織進(jìn)一步調(diào)控，獲得特定含量、形態(tài)的微觀結(jié)構(gòu)，是實(shí)現(xiàn)中錳鋼強(qiáng)度和塑性至關(guān)重要的一步。中錳鋼傳統(tǒng)熱處理工藝為臨界退火工藝(Intercritical annealing，IA)，又稱奧氏體逆相變(Austenite reverse transformation，ART)退火，是將冷軋、熱軋或淬火態(tài)鋼重新加熱至A1～A3溫度進(jìn)行退火處理，使變形或淬火態(tài)組織向奧氏體轉(zhuǎn)變或再結(jié)晶，如圖7(a)所示[27]。

圖7 (a)奧氏體逆相變(ART)退火工藝[27]；(b)間斷臨界退火(IIA)工藝[37]；(c)淬火-臨界退火(Q-ART)工藝[40]； (d)兩步臨界退火(TIA)工藝[27]Fig.7 (a) ART annealing process[27]; (b) IIA process[37]; (c) Q-ART process[40]; (d) TIA process[27]

4 結(jié)論與展望

本文從中錳鋼合金化、制備工藝和組織與性能的關(guān)系進(jìn)行了總結(jié)?？梢钥闯?，由于中錳鋼獨(dú)特的組織結(jié)構(gòu)以及簡(jiǎn)單的制備工藝，使得中錳鋼獲得高達(dá)20～60 GPa·%的高強(qiáng)塑積。因此，中錳鋼自研發(fā)至今一直得到科研工作者的關(guān)注。但對(duì)于合金化、軋制工藝及退火工藝對(duì)中錳鋼奧氏體逆相變、組織再結(jié)晶以及對(duì)強(qiáng)塑積的影響機(jī)制仍存在較多歧義，仍是限制高屈服強(qiáng)度、高強(qiáng)塑積中錳鋼的重要因素。因此，對(duì)于如何獲得多相、多尺度、亞穩(wěn)化中錳鋼組織結(jié)構(gòu)的新工藝應(yīng)是高錳鋼組織制備的必要考慮因素之一，此外，多相、多尺度、亞穩(wěn)化組織在變形過(guò)程中的演變機(jī)制以及對(duì)強(qiáng)度、塑性的貢獻(xiàn)機(jī)制仍需要進(jìn)一步研究，并且高應(yīng)變速率對(duì)中錳鋼組織演變及性能的影響也是決定中錳鋼使用價(jià)值的重要考量因素，值得探究。