本文是一篇工程碩士論文，本文通過系統研究試驗鋼在不同臨界退火工藝下的顯微組織與力學性能，獲得了熱軋/冷軋中錳鋼獲得高性能的合理工藝窗口，并結合先進微觀表征，闡明了不同條件下中錳鋼的強韌化特征與機制。
第 1 章 緒論
1.1 課題背景
由于環保意識，節約能源與資源的關注度越來越高，通過減輕汽車重量是實現節能減排和降低成本的重要方式。鎂鋁鈦的合金材料、納米材料、摩擦材料、高性能磁性材料和陶瓷材料等紛紛在汽車用材市場參與競爭。但憑借低成本，生產工藝成熟，塑性和成型性能較好，焊接性能的有效提高，鋼材仍然在汽車用材中占據主要地位。由于汽車的輕量化，先進汽車高強度鋼實現飛速發展，先進高強度鋼在汽車的車身結構件上實現大量應用?，F如今，汽車用鋼分為 3 代[1-3]：
第 1 代的先進高強度鋼(AHSS)主要是雙相鋼(DP)、相變誘發塑性鋼(TRIP)、馬氏體鋼、無間隙原子鋼、高強度低合金鋼，其基體主要以馬氏體或鐵素體為主。其強度范圍在 500~1600MPa，強塑積在 10~20GPa·%范圍，同時隨抗拉強度升高導致塑性下降，導致第 1 代 AHSS 鋼對于輕量化以及安全性能要求并不滿足。但是由于第 1代 AHSS 鋼發展時間較早，形成了相對成熟的生產體系，目前用于大量生產且質量較為穩定，現今應用仍然較為廣泛并在繼續優化，但長遠看來，第 1 代 AHSS 鋼終究會被取代。
第 2 代先進高強度鋼包括 TWIP 鋼、亞穩不銹鋼和具有誘導塑性的輕量化鋼，其基體主要是奧氏體組織。TWIP 鋼成分通常包含有 25~30%的 Mn 元素以及少量的Al、Si、Ni、V 和 Nb 等元素。由于 Mn 元素能夠穩定奧氏體在室溫下存在，同時較高的 Mn 含量導致第 2 代先進高強度鋼室溫下基本為奧氏體單相組織，通過外部載荷的作用，應變導致形變孿晶產生，產生較高的均勻延伸性能同時不發生頸縮現象，導致第 2 代汽車用鋼高加工硬化率和高延伸率(60%~90%)。由此，第 2 代 AHSS 鋼具有良好的碰撞吸收能力以及成型性能。第 2 代 AHSS 鋼添加了較多的 Cr、Ni、Mn、Si 和 Al 等合金元素，合金含量占總含量的 1/4 以上，導致其成本較高，且第 2 代AHSS 鋼還有生產困難，工藝性能差等問題。
1.2 高強度中錳鋼的國內外研究現狀
20 世紀 70 年代，為研究晶粒尺寸對金屬強度的影響，Miller[5]首次報道了5.7%Mn-0.11%C 的組織和力學性能，并設計了不同金屬元素含量的合金，采用冷軋軋制方式，在 500~640℃內選擇不同溫度進行退火，得到晶粒尺寸差異的不同合金組織。類似于 Fe-Ni 合金，在冷軋變形后通過退火的試驗鋼組織為細小的奧氏體和鐵素體，晶粒在 0.4~1.1μm 大小，在塑性變形過程中，有一部分的奧氏體轉變為馬氏體組織導致試驗鋼材料的塑性有所上升。最優力學性能熱處理條件為在 640℃-1h，試驗鋼抗拉強度為 1144MPa，斷后延伸率為 30.5%?；诋敃r理論匱乏，Miller 對于金屬材料的塑性與奧氏體的關聯并不明確，同時在工業發展中，此項研究成果并沒有引起人們的關注。
而從 20 世紀 60 年代開始，由于成本昂貴，Ni 被 Mn 取代應用在低溫用鋼中開始成為趨勢。但是 Fe-Mn 合金具有非常差沖擊韌性，研究者需要采用一定的熱處理方式和調控 C、Mn 元素的手段來改善這一問題。同樣是受到當時工業水平的發展限制，該研究發現并沒有引起汽車領域的重視。
1980 年前后，研究領域開始對鐵素體-馬氏體雙相鋼(DP 鋼)產生關注。有學者[6]提出在復相材料中保留部分奧氏體能夠同時提高其強度和延伸率。因此，1989 年，Furukawa[7]探究了 C、Mn 含量差異的不同合金鋼在熱軋工藝過后的機械性能與組織差異。表明 5%Mn-0.1%C 錳鋼材料強塑積可達 23GPa·%，熱處理條件為熱軋后 650℃退火保溫 1h。而力學性能由于添加 Si 元素能夠繼續上升。到 20 世紀 90 年代，Furukawa[8, 9]探討了 5%Mn-0.1%C 鋼奧氏體含量的演變規律。研究證實，保證其他的條件相同的情況下，退火時間增長，奧氏體含量呈先升后降趨勢，退火溫度在 650℃-700℃中規律不變。同時對比于 5%Mn-0.1%C 鋼(30%殘余奧氏體)和 2%Mn-0.1%C 鋼(10%殘余奧氏體)奧氏體在變形過程中含量變化，Furukawa 提出結論為：中錳鋼中力學性能的差異與奧氏體含量有關。
第 2 章 實驗材料與方法
2.1 實驗材料的制備
試驗鋼在真空感應爐冶煉，實測各元素質量分數如表 2-1 所示，鑄錠在 1200℃保溫 1 小時，出爐鍛造，終鍛溫度范圍在 1050℃~1200℃，鍛造后形成的塊料的截面尺寸約為 300mm*150mm*36mm，空冷。隨后利用線切割技術切取 3mm 厚的鋼板薄片，隨后進行不同軋制熱處理工藝，試驗鋼的具體的化學成分見表 2-1。
2.2 微觀組織觀察
2.2.1 光學顯微組織觀測
對中錳鋼材料沿軋向取樣，使用 XQ-1 型金屬試樣鑲嵌機進行鑲嵌，鑲嵌溫度為140℃，保溫 5min。鑲嵌件直徑為 30mm。熱鑲嵌試樣經 150#、400#、800#、1000#、1500#、2000#、2500#砂紙依次打磨，后采用機械拋光，觀察試樣表面無劃痕即可。隨后采用 Cucl2 金相腐蝕液進行腐蝕，腐蝕溶液為 30ml 鹽酸、5g 氯化銅、30ml 乙醇溶液、20ml 蒸餾水，最后酒精噴洗再水洗，風干，腐蝕樣品在 Keyence VHX-100 型光學顯微鏡下進行觀察。
2.2.2 掃描電鏡(SEM)分析
對需要用 SEM 觀測的試樣，試驗鋼的試樣經 150#、400#、800#、1000#、1500#、2000#、2500#砂紙打磨，后用 2.5μm 拋光膏進行拋光。在Cucl2溶液中腐蝕，腐蝕時間為 15s，然后酒精噴洗再水洗，風干。試樣觀測設備為日立 S-4300 型場發射電子顯微鏡，進行微觀組織觀測。
2.2.3 電子背散射衍射(EBSD)分析
電子背散射衍射(EBSD)分析有短時間、大范圍晶體定量學統計分析的優點。本文中 EBSD 試樣采用塊狀試樣，試樣拋磨方法和金相備樣技術相同。電解溶液配比為 7%的高氯酸乙醇溶液，實驗電解電壓為 15V，時間為 20~30s，溫度為室溫，電解完成后從鑲嵌料中取樣進行 EBSD 分析。所采用的設備為帶有電子背散射衍射(EBSD)模塊的 Sigma 500/VP 場發射掃描電子顯微鏡。
第 3 章 熱軋中錳鋼組織性能研究 ................................. 13
3.1 引言 ............................................. 13
3.2 相圖分析及相含量分析研究 ................................... 13
3.2 鍛后原始組織與力學性能分析....................... 14
第 4 章 基于循環冷軋退火工藝的中錳鋼組織特征與力學性能研究 ......................... 28
4.1 引言 .................................... 28
4.2 循環冷軋退火工藝對中錳鋼組織力學性能的影響 ................... 28
結論 ............ 57
第 4 章 基于循環冷軋退火工藝的中錳鋼組織特征與力學性能研究
4.1 引言
前文中熱軋中錳鋼進過臨界退火強度顯著提高，但延伸率卻無明顯上升，由此對試驗鋼進行冷軋工藝研究。冷軋工藝能夠顯著細化晶粒，提高鋼板的強度與硬度，但會降低板材塑性與韌性。而冷軋中較大變形量會使試驗鋼產生開裂現象。為此，本文采用一種小變形冷軋與臨界退火工藝結合的循環軋制工藝，改善大變形下冷軋板材開裂問題，工藝路線圖如圖 4-1 所示。并設計不同熱處理方案調控冷軋中錳鋼的力學性能與組織結構，探索不同熱處理工藝對中錳鋼組織演變規律的影響。
結論
通過系統研究試驗鋼在不同臨界退火工藝下的顯微組織與力學性能，獲得了熱軋/冷軋中錳鋼獲得高性能的合理工藝窗口，并結合先進微觀表征，闡明了不同條件下中錳鋼的強韌化特征與機制，所得主要結論如下：
(1) 熱軋中錳鋼臨界退火后，通過奧氏體的逆轉變(ART)退火，室溫下獲得板條狀鐵素體，逆相變奧氏體以及少量的 δ-鐵素體的復相組織，其中經 850℃加熱保溫30min，空冷后試驗鋼獲得最佳的力學性能：屈服強度與抗拉強度分別為 314.57MPa，為 1326.52MPa，斷裂延伸率為 14.6%，強塑積為 19.37GPa·%。同時熱軋退火鋼斷口平整，呈現準解離斷裂方式，呈現脆性斷裂方式。
(2) 針對大變形冷軋高強度中錳鋼板材容易開裂問題，本文采用一種較為新穎的循環冷軋+臨界退火的小變形冷軋工藝，分析發現，循環軋制退火工藝能夠有效的細化中錳鋼晶粒尺寸，顯微組織由板條組織轉變為等軸組織，同時斷裂方式由脆性斷裂方式逐漸轉變為韌性斷裂方式，同時奧氏體轉變量隨軋制退火次數增加而增高。
(3) 冷軋試驗鋼采用奧氏體逆轉變(ART)工藝，室溫下為等軸狀的鐵素體相和殘余奧氏體的復相組織，且隨退火溫度的上升，冷軋退火鋼中奧氏體與鐵素體晶粒尺寸增大。馬氏體轉變動力學模型顯示，隨
