本文是一篇工程硕士论文，本文通过系统研究试验钢在不同临界退火工艺下的显微组织与力学性能，获得了热轧/冷轧中锰钢获得高性能的合理工艺窗口，并结合先进微观表征，阐明了不同条件下中锰钢的强韧化特征与机制。
第 1 章 绪论
1.1 课题背景
由于环保意识，节约能源与资源的关注度越来越高，通过减轻汽车重量是实现节能减排和降低成本的重要方式。镁铝钛的合金材料、纳米材料、摩擦材料、高性能磁性材料和陶瓷材料等纷纷在汽车用材市场参与竞争。但凭借低成本，生产工艺成熟，塑性和成型性能较好，焊接性能的有效提高，钢材仍然在汽车用材中占据主要地位。由于汽车的轻量化，先进汽车高强度钢实现飞速发展，先进高强度钢在汽车的车身结构件上实现大量应用。现如今，汽车用钢分为 3 代[1-3]：
第 1 代的先进高强度钢(AHSS)主要是双相钢(DP)、相变诱发塑性钢(TRIP)、马氏体钢、无间隙原子钢、高强度低合金钢，其基体主要以马氏体或铁素体为主。其强度范围在 500~1600MPa，强塑积在 10~20GPa·%范围，同时随抗拉强度升高导致塑性下降，导致第 1 代 AHSS 钢对于轻量化以及安全性能要求并不满足。但是由于第 1代 AHSS 钢发展时间较早，形成了相对成熟的生产体系，目前用于大量生产且质量较为稳定，现今应用仍然较为广泛并在继续优化，但长远看来，第 1 代 AHSS 钢终究会被取代。
第 2 代先进高强度钢包括 TWIP 钢、亚稳不锈钢和具有诱导塑性的轻量化钢，其基体主要是奥氏体组织。TWIP 钢成分通常包含有 25~30%的 Mn 元素以及少量的Al、Si、Ni、V 和 Nb 等元素。由于 Mn 元素能够稳定奥氏体在室温下存在，同时较高的 Mn 含量导致第 2 代先进高强度钢室温下基本为奥氏体单相组织，通过外部载荷的作用，应变导致形变孪晶产生，产生较高的均匀延伸性能同时不发生颈缩现象，导致第 2 代汽车用钢高加工硬化率和高延伸率(60%~90%)。由此，第 2 代 AHSS 钢具有良好的碰撞吸收能力以及成型性能。第 2 代 AHSS 钢添加了较多的 Cr、Ni、Mn、Si 和 Al 等合金元素，合金含量占总含量的 1/4 以上，导致其成本较高，且第 2 代AHSS 钢还有生产困难，工艺性能差等问题。
1.2 高强度中锰钢的国内外研究现状
20 世纪 70 年代，为研究晶粒尺寸对金属强度的影响，Miller[5]首次报道了5.7%Mn-0.11%C 的组织和力学性能，并设计了不同金属元素含量的合金，采用冷轧轧制方式，在 500~640℃内选择不同温度进行退火，得到晶粒尺寸差异的不同合金组织。类似于 Fe-Ni 合金，在冷轧变形后通过退火的试验钢组织为细小的奥氏体和铁素体，晶粒在 0.4~1.1μm 大小，在塑性变形过程中，有一部分的奥氏体转变为马氏体组织导致试验钢材料的塑性有所上升。最优力学性能热处理条件为在 640℃-1h，试验钢抗拉强度为 1144MPa，断后延伸率为 30.5%。基于当时理论匮乏，Miller 对于金属材料的塑性与奥氏体的关联并不明确，同时在工业发展中，此项研究成果并没有引起人们的关注。
而从 20 世纪 60 年代开始，由于成本昂贵，Ni 被 Mn 取代应用在低温用钢中开始成为趋势。但是 Fe-Mn 合金具有非常差冲击韧性，研究者需要采用一定的热处理方式和调控 C、Mn 元素的手段来改善这一问题。同样是受到当时工业水平的发展限制，该研究发现并没有引起汽车领域的重视。
1980 年前后，研究领域开始对铁素体-马氏体双相钢(DP 钢)产生关注。有学者[6]提出在复相材料中保留部分奥氏体能够同时提高其强度和延伸率。因此，1989 年，Furukawa[7]探究了 C、Mn 含量差异的不同合金钢在热轧工艺过后的机械性能与组织差异。表明 5%Mn-0.1%C 锰钢材料强塑积可达 23GPa·%，热处理条件为热轧后 650℃退火保温 1h。而力学性能由于添加 Si 元素能够继续上升。到 20 世纪 90 年代，Furukawa[8, 9]探讨了 5%Mn-0.1%C 钢奥氏体含量的演变规律。研究证实，保证其他的条件相同的情况下，退火时间增长，奥氏体含量呈先升后降趋势，退火温度在 650℃-700℃中规律不变。同时对比于 5%Mn-0.1%C 钢(30%残余奥氏体)和 2%Mn-0.1%C 钢(10%残余奥氏体)奥氏体在变形过程中含量变化，Furukawa 提出结论为：中锰钢中力学性能的差异与奥氏体含量有关。
第 2 章 实验材料与方法
2.1 实验材料的制备
试验钢在真空感应炉冶炼，实测各元素质量分数如表 2-1 所示，铸锭在 1200℃保温 1 小时，出炉锻造，终锻温度范围在 1050℃~1200℃，锻造后形成的块料的截面尺寸约为 300mm*150mm*36mm，空冷。随后利用线切割技术切取 3mm 厚的钢板薄片，随后进行不同轧制热处理工艺，试验钢的具体的化学成分见表 2-1。
2.2 微观组织观察
2.2.1 光学显微组织观测
对中锰钢材料沿轧向取样，使用 XQ-1 型金属试样镶嵌机进行镶嵌，镶嵌温度为140℃，保温 5min。镶嵌件直径为 30mm。热镶嵌试样经 150#、400#、800#、1000#、1500#、2000#、2500#砂纸依次打磨，后采用机械抛光，观察试样表面无划痕即可。随后采用 Cucl2 金相腐蚀液进行腐蚀，腐蚀溶液为 30ml 盐酸、5g 氯化铜、30ml 乙醇溶液、20ml 蒸馏水，最后酒精喷洗再水洗，风干，腐蚀样品在 Keyence VHX-100 型光学显微镜下进行观察。
2.2.2 扫描电镜(SEM)分析
对需要用 SEM 观测的试样，试验钢的试样经 150#、400#、800#、1000#、1500#、2000#、2500#砂纸打磨，后用 2.5μm 抛光膏进行抛光。在Cucl2溶液中腐蚀，腐蚀时间为 15s，然后酒精喷洗再水洗，风干。试样观测设备为日立 S-4300 型场发射电子显微镜，进行微观组织观测。
2.2.3 电子背散射衍射(EBSD)分析
电子背散射衍射(EBSD)分析有短时间、大范围晶体定量学统计分析的优点。本文中 EBSD 试样采用块状试样，试样抛磨方法和金相备样技术相同。电解溶液配比为 7%的高氯酸乙醇溶液，实验电解电压为 15V，时间为 20~30s，温度为室温，电解完成后从镶嵌料中取样进行 EBSD 分析。所采用的设备为带有电子背散射衍射(EBSD)模块的 Sigma 500/VP 场发射扫描电子显微镜。
第 3 章 热轧中锰钢组织性能研究 ................................. 13
3.1 引言 ............................................. 13
3.2 相图分析及相含量分析研究 ................................... 13
3.2 锻后原始组织与力学性能分析....................... 14
第 4 章 基于循环冷轧退火工艺的中锰钢组织特征与力学性能研究 ......................... 28
4.1 引言 .................................... 28
4.2 循环冷轧退火工艺对中锰钢组织力学性能的影响 ................... 28
结论 ............ 57
第 4 章 基于循环冷轧退火工艺的中锰钢组织特征与力学性能研究
4.1 引言
前文中热轧中锰钢进过临界退火强度显著提高，但延伸率却无明显上升，由此对试验钢进行冷轧工艺研究。冷轧工艺能够显著细化晶粒，提高钢板的强度与硬度，但会降低板材塑性与韧性。而冷轧中较大变形量会使试验钢产生开裂现象。为此，本文采用一种小变形冷轧与临界退火工艺结合的循环轧制工艺，改善大变形下冷轧板材开裂问题，工艺路线图如图 4-1 所示。并设计不同热处理方案调控冷轧中锰钢的力学性能与组织结构，探索不同热处理工艺对中锰钢组织演变规律的影响。
结论
通过系统研究试验钢在不同临界退火工艺下的显微组织与力学性能，获得了热轧/冷轧中锰钢获得高性能的合理工艺窗口，并结合先进微观表征，阐明了不同条件下中锰钢的强韧化特征与机制，所得主要结论如下：
(1) 热轧中锰钢临界退火后，通过奥氏体的逆转变(ART)退火，室温下获得板条状铁素体，逆相变奥氏体以及少量的 δ-铁素体的复相组织，其中经 850℃加热保温30min，空冷后试验钢获得最佳的力学性能：屈服强度与抗拉强度分别为 314.57MPa，为 1326.52MPa，断裂延伸率为 14.6%，强塑积为 19.37GPa·%。同时热轧退火钢断口平整，呈现准解离断裂方式，呈现脆性断裂方式。
(2) 针对大变形冷轧高强度中锰钢板材容易开裂问题，本文采用一种较为新颖的循环冷轧+临界退火的小变形冷轧工艺，分析发现，循环轧制退火工艺能够有效的细化中锰钢晶粒尺寸，显微组织由板条组织转变为等轴组织，同时断裂方式由脆性断裂方式逐渐转变为韧性断裂方式，同时奥氏体转变量随轧制退火次数增加而增高。
(3) 冷轧试验钢采用奥氏体逆转变(ART)工艺，室温下为等轴状的铁素体相和残余奥氏体的复相组织，且随退火温度的上升，冷轧退火钢中奥氏体与铁素体晶粒尺寸增大。马氏体转变动力学模型显示，随
