胡 斌，屠 鑫，王 玉，羅海文?，毛新平

1) 北京科技大學冶金與生態(tài)工程學院，北京 100083 2) 北京科技大學鋼鐵冶金新技術(shù)國家重點實驗室，北京 100083

目前汽車行業(yè)面臨的主要問題包括燃油效率問題、溫室氣體排放問題和汽車碰撞安全性問題.汽車生產(chǎn)過程中大量使用先進高強鋼，實現(xiàn)汽車的輕量化是同時解決以上問題的有效途徑.截至目前，先進高強鋼已經(jīng)歷三代的發(fā)展.第一代先進高強鋼屬于低合金鋼，具有600 MPa以上的抗拉強度，但是較低的延伸率限制了其在復雜沖壓部件的應用.第二代先進高強鋼屬于高合金鋼，具有優(yōu)良的綜合力學性能，但是較高的合金含量和制造成本限制了此類鋼種的工業(yè)化推廣應用.第三代先進高強鋼是指力學性能明顯優(yōu)于第一代，而合金含量顯著低于第二代的新一代先進高強鋼.目前正在研發(fā)的第三代先進高強鋼包括輕質(zhì)（lightweight）鋼，Q&P（quenching and partitioning）鋼和中錳鋼（Mn質(zhì)量分數(shù)：5%～10%）[1-2].其中，中錳鋼以其優(yōu)良的綜合力學性能和較低的合金成本受到全世界材料科學家的關(guān)注.例如，Shi等[3]通過長時間退火工藝開發(fā)出了強塑積達到30 GPa·%的0.2%C-5%Mn鋼，滿足了第三代先進高強鋼綜合力學性能的要求.Hu等[4]在5Mn鋼的基礎(chǔ)上，同時提高Mn和Al含量開發(fā)出了7%Mn-2.5%Al和9%Mn-2.5%Al鋼，它們經(jīng)過高溫短時間退火后強塑積就能夠達到30～60 GPa·%.Lee和De Cooman[5]采用TRIP（transformation induced plasticity）+TWIP（twinning induced plasticity）的設計思路，通過優(yōu)化中錳鋼中的合金成分，開發(fā)出了10%Mn-0.3%C-3%Al-2%Si鋼，其抗拉強度和斷后延伸率同時達到1200 MPa和65%.為了進一步提高中錳鋼的強度，He等[6]在具有優(yōu)良塑性的中錳鋼中添加微合金元素開發(fā)出了10Mn-V鋼，并且采用D&P（deformation and partition）工藝將屈服強度和均勻延伸率提高至2.2 GPa和16%.因此，中錳鋼具有很大的力學性能潛力，如果實現(xiàn)工業(yè)化應用，將有助于推動我國汽車輕量化的進程.

然而實驗研究表明，中錳鋼在變形過程中經(jīng)常發(fā)生塑性不穩(wěn)定現(xiàn)象，在局部變形帶上主要表現(xiàn)為兩種形式，呂德斯帶和PLC（Portevin-Le Chatelier）帶.呂德斯帶是指屈服點下降開始時發(fā)生局部變形的區(qū)域，在傳播過程對應于工程應力-應變曲線上的屈服平臺；PLC帶代表的是各種不規(guī)則不均勻變形帶，通常被分為A、B和C三種類型，它們在拉伸曲線上對應不同形式的應力鋸齒[7-9].局部塑性變形不穩(wěn)定性會使材料表面產(chǎn)生條帶狀皺褶，導致材料結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性減弱甚至在某些情況下過早失效，這成為限制中錳鋼商業(yè)化推廣的關(guān)鍵問題.因此，關(guān)于中錳鋼局部塑性變形不穩(wěn)定現(xiàn)象的研究已然成為熱點性前沿課題，引起了各國材料科學家的廣泛關(guān)注.

1 關(guān)于中錳鋼不連續(xù)屈服行為的研究

在單相合金中，一般認為不連續(xù)屈服是由于位錯與間隙或者代位原子之間的釘扎和脫釘作用（柯氏氣團）引起的[10-11].位錯脫釘?shù)淖饔昧h大于使位錯發(fā)生滑移的力，因此脫釘時應力驟然降低并且發(fā)生快速塑性變形.然而，柯氏氣團效應并不能解釋所有的不連續(xù)屈服行為.例如，Akama等[12]近期研究發(fā)現(xiàn)，無間隙原子鐵素體鋼中Ni在晶界偏聚會造成晶界強化，導致不連續(xù)屈服現(xiàn)象的發(fā)生.Hahn[13]和Johnston[14]提出了另外一種位錯增殖理論解釋不連續(xù)屈服行為.他們認為如果材料變形前存在少量可動位錯，并且達到上屈服點后位錯快速增殖會導致不連續(xù)屈服現(xiàn)象.因此，不連續(xù)屈服現(xiàn)象的發(fā)生需要以下三個因素：（1）初始狀態(tài)較低的可動位錯密度；（2）載荷作用下較快的位錯增殖速率；（3）位錯滑移速率隨應力變化不敏感.以上兩種基于單相合金得出的理論為中錳鋼不連續(xù)屈服現(xiàn)象的研究提供了依據(jù).然而，不同于單相合金，中錳鋼是由鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體等多相組織構(gòu)成，拉伸變形時會發(fā)生不同相之間的動態(tài)應變配分，γ→α′相變轉(zhuǎn)變，位錯增殖，孿生，這些都可能影響呂德斯帶的形核和傳播，因此情況變得更加復雜.現(xiàn)有關(guān)于中錳鋼不連續(xù)屈服行為的研究主要集中于退火工藝、顯微組織和變形條件三個方面.

1.1 退火工藝對呂德斯應變影響的研究

圖1 馬氏體和冷軋板初始組織在不同溫度臨界退火后的應力-應變曲線.（a） 0.1%C-5%Mn鋼；（b） 圖(a)屈服平臺放大圖；（c）0.2%C-5%Mn鋼；（d） 圖(c)屈服平臺放大圖[16]Fig.1 Engineer stress-strain curves of martensitic and cold rolled initial structures for steels after intercritical annealing at various temperatures: (a)0.1%C-5%Mn steel; (b) the magnification views of the yield plateau in (a); (c) 0.2%C-5%Mn steel; (d) the magnification views of the yield plateau in (c)[16]

實驗研究結(jié)果表明，隨著退火溫度升高或者退火時間延長，中錳鋼中呂德斯應變不斷降低，最終轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)屈服，如圖1所示.在殘余奧氏體分數(shù)較低的中錳鋼中，鐵素體優(yōu)先發(fā)生屈服，決定鋼的屈服行為.Emadoddin等[15]將TRIP鋼中的此現(xiàn)象歸因于高溫臨界退火時會生成更多C含量較高的殘余奧氏體，使得貝氏體鐵素體中的C含量更低，導致較低的呂德斯應變.然而，中錳鋼中除了鐵素體和殘余奧氏體以外還存在馬氏體.因此，Luo等[16]認為中錳鋼的屈服行為是由臨界退火過程中鐵素體和奧氏體之間的元素配分決定的，隨著退火溫度升高，鐵素體中更多的C原子擴散到奧氏體中，鐵素體中可動位錯和間隙原子以及空位等缺陷的相互作用概率減小，最終導致呂德斯應變降低.然而，一些研究表明[17]，中錳鋼中奧氏體優(yōu)先變形的情況下，不連續(xù)屈服現(xiàn)象仍然會發(fā)生.另外，退火溫度升高和退火時間延長同樣會使得奧氏體晶粒變粗，C/Mn含量降低，機械穩(wěn)定性下降.因此，奧氏體穩(wěn)定性對呂德斯應變的影響引起了廣泛關(guān)注.

1.2 奧氏體穩(wěn)定性對呂德斯應變影響的研究

一些研究發(fā)現(xiàn)冷軋中錳鋼拉伸變形時在呂德斯帶前沿發(fā)生γ→α′相變并改變了呂德斯應變，認為呂德斯帶的形核、傳播與奧氏體相變轉(zhuǎn)變相關(guān).例如，Ryu等[18]發(fā)現(xiàn)，中錳鋼在拉伸變形中γ→α′相變促進了呂德斯帶前沿的加工硬化，平衡了呂德斯帶傳播過程中由于斷面收縮造成的應力集中，因此呂德斯前沿的奧氏體轉(zhuǎn)變量越多，呂德斯應變越小，如圖2所示.Ma等[19]通過調(diào)整奧氏體的穩(wěn)定性，使形變前期發(fā)生應力誘導馬氏體相變轉(zhuǎn)變，提供可動位錯和加工硬化，從而使得中錳鋼表現(xiàn)為連續(xù)屈服.文獻[20]同樣報道了中錳鋼中呂德斯應變隨著奧氏體穩(wěn)定性降低而變小的規(guī)律.

然而，也存在一些完全不同的研究結(jié)果.Zhang等[21]認為，奧氏體相變轉(zhuǎn)變會提高局部變形區(qū)域的加工硬化，從而使得不均勻變形帶由較硬的變形區(qū)域向較軟的未變形區(qū)域傳播，使得呂德斯應變增大（圖3，圖中IA650和IA665分別代表研究鋼種在650 ℃和665 ℃退火10 min的樣品）.同時，Li等[22]發(fā)現(xiàn)，隨著拉伸前預變形量的增加，中錳鋼中鐵素體的位錯密度和奧氏體的穩(wěn)定性不斷提高.卸載后再次拉伸時，呂德斯應變降低，這說明呂德斯應變隨奧氏體穩(wěn)定性增加而降低.另外，Cai等[23]研究了不同顯微組織對中錳鋼屈服行為的影響，發(fā)現(xiàn)晶粒細化和等軸組織不是形成呂德斯應變的必要條件，呂德斯帶的形成機理是由γ→α′相變轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的加工硬化和由于TRIP效應引起的軟化效應（應力松弛和應力轉(zhuǎn)移）二者競爭共同決定的.

圖2 Fe-0.055%C-5.6%Mn-0.49%Si-2.2%Al鋼冷軋板在不同制度退火后的工程應力-應變曲線和變形過程中奧氏體體積分數(shù)的變化.（a） 700 ℃退火10 min；（b） 740 ℃退火10 min[18]Fig.2 Engineer stress-strain curves and the changing of austenite volume fraction during deformation for the cold rolled sheet of Fe-0.055%C-5.6%Mn-0.49%Si-2.2%Al steel after annealing at various temperatures: (a) annealed at 700 ℃ for 10 min; (b) annealed at 740 ℃ for 10 min[18]

圖3 Fe-7.5%Mn-1.5%Al-0.2%C鋼冷軋板在650 ℃和665 ℃退火后的拉伸應力-應變曲線（a），拉伸實驗前后的奧氏體體積分數(shù)（b），以及呂德斯帶傳播前后奧氏體的轉(zhuǎn)變量（c）[22]Fig.3 Stress-strain curves of the cold rolled sheet for Fe-7.5%Mn-1.5%Al-0.2%C steel after annealing at 650 ℃ and 665 ℃ (a), the volume fraction of austenite before and after tensile deformation (b), and the volume fraction of austenite transformed before and after swept by Lüders band (c)[22]

由于奧氏體穩(wěn)定性和呂德斯應變之間關(guān)系的爭議性，Wang等[24]采用高速數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)并結(jié)合顯微組織表征，研究了馬氏體相變轉(zhuǎn)變和呂德斯帶形核之間的關(guān)系.研究表明，馬氏體相變轉(zhuǎn)變和呂德斯帶形核是兩個同時發(fā)生的獨立過程，但是呂德斯前沿奧氏體向馬氏體相變轉(zhuǎn)變會提高可動位錯的增殖速率，加速呂德斯帶形核.雖然他們沒有明確指明中錳鋼不連續(xù)屈服現(xiàn)象的形成原因，但是已經(jīng)證明此現(xiàn)象和可動位錯增殖是相關(guān)的.為了進一步探究中錳鋼中呂德斯帶的形成機理，Sun等[25]采用一系列從宏觀到微觀尺度的原位組織表征技術(shù)，探究了冷軋中錳鋼相對于其他金屬材料更容易發(fā)生呂德斯變形的原因.研究發(fā)現(xiàn)，中錳鋼中奧氏體和鐵素體相界面能夠同時作為奧氏體不全位錯的形核核心和鐵素體中完全位錯的形核核心（圖4）.因此，他們將中錳鋼的不連續(xù)屈服歸因于較多的奧氏體/鐵素體相界面導致位錯的快速增殖；而晶粒尺寸和奧氏體穩(wěn)定性均通過可動位錯的增殖和局部加工硬化影響呂德斯帶的形核和傳播.其中，晶粒尺寸越大，位錯增殖速率越慢，呂德斯前沿的可動位錯越少，呂德斯應變越小；而應力和應變誘導馬氏體相變不僅會提高呂德斯帶的傳播速率，降低呂德斯應變，而且會影響其形核.例如當奧氏體的穩(wěn)定性較低時，拉伸變形后會存在多個呂德斯帶形核位置；奧氏體穩(wěn)定性的進一步降低會導致整個試樣范圍內(nèi)發(fā)生奧氏體向馬氏體相變轉(zhuǎn)變，從而使研究鋼種轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)屈服.然而，對于Mn含量較低的中錳鋼，奧氏體分數(shù)低，鐵素體/奧氏體相界面少，但往往也表現(xiàn)為不連續(xù)屈服和較長的屈服平臺[26].因此，該理論依然存在局限性.

1.3 組織形貌對中錳鋼屈服行為的研究

熱軋中錳鋼臨界退火后是片層狀的鐵素體+奧氏體雙相組織，拉伸變形時表現(xiàn)為連續(xù)屈服；而冷軋中錳鋼臨界退火時首先再結(jié)晶成等軸鐵素體晶粒，然后部分逆相變?yōu)榈容S奧氏體晶粒，淬火至室溫后，若不發(fā)生馬氏體相變則組織由等軸鐵素體和奧氏體晶粒組成，變形時表現(xiàn)為不連續(xù)屈服，且往往展現(xiàn)出大于5%的呂德斯應變.Hu和Luo[27]研究了溫軋工藝對中錳鋼呂德斯應變的影響規(guī)律.由于中錳鋼在溫軋過程發(fā)生部分再結(jié)晶，因此退火組織中既包括等軸雙相結(jié)構(gòu)也包括片層雙相結(jié)構(gòu).結(jié)果導致其在拉伸變形時表現(xiàn)為不連續(xù)屈服，但是呂德斯應變量低于冷軋退火試樣.這說明晶體形貌會顯著影響中錳鋼的屈服行為.Han等[28]將此歸因于等軸鐵素體中位錯密度較低，拉伸變形時發(fā)生優(yōu)先變形；而片層狀鐵素體中較高的位錯密度使其和奧氏體的硬度相當，導致拉伸變形時兩相同時變形，如圖5所示(圖中αG和αL，γG和γL，以及α′fresh分別代表等軸和片層鐵素體，等軸和片層奧氏體，以及新鮮馬氏體)；然而，Dutta等[29]通過研究中錳鋼的微觀應變配分行為發(fā)現(xiàn)，熱軋退火試樣拉伸變形時大部分應變集中于片層狀奧氏體或者其轉(zhuǎn)變成的新鮮馬氏體，因此會發(fā)生優(yōu)先變形（圖6，圖中γR和α′temp分別代表殘余奧氏體和回火馬氏體）.他們提出通過控制冷軋中錳鋼的再結(jié)晶程度或者奧氏體穩(wěn)定性使奧氏體優(yōu)先發(fā)生變形有助于消除不連續(xù)屈服.Steineder等[30]則認為片層結(jié)構(gòu)相比于等軸結(jié)構(gòu)具有較高的加工硬化能力，提供形變前期的加工硬化導致連續(xù)屈服.然而，Sun等[25]則認為等軸組織相比于片層組織能夠提供更多的相界面和可動位錯的有效形核位點，因此表現(xiàn)為不連續(xù)屈服.

需要注意的是現(xiàn)有關(guān)于片層和等軸結(jié)構(gòu)對屈服行為影響的研究主要集中于熱軋和冷軋試樣中奧氏體和鐵素體之間應變配分，加工硬化和位錯增殖速率的差異.然而，所研究材料的不同熱處理和變形工藝不僅會導致晶體形貌的差異，而且會造成各相之間元素配分和缺陷密度的不同.因此，理想情況下應該在同一狀態(tài)的材料中研究形貌的影響更為讓人信服，如在片層和等軸組織都有的溫軋中錳鋼中.

圖4 Fe-0.2%C-10.2%Mn-2.8%Al-1%Si鋼冷軋板退火后顯微組織的電子背散射衍射（EBSD）相分布圖（a），拉伸應力-應變曲線（b），沿拉伸方向呂德斯帶的形核和傳播（c），三點彎曲ECCI原位表征奧氏體/鐵素體相界面上的位錯增殖過程（d），以及其相應的示意圖（e）[25]Fig.4 Electron backscattered scattering detection (EBSD) phase map for the microstructures of cold rolled sheet of Fe-0.2%C-10.2%Mn-2.8%Al-1%Si after annealing (a), stress-strain curves (b), nucleation and propagation of Lüders band (c), multiplication of dislocation on austenite/ferrite interfaces examined by In-situ three-point bending ECCI (d), and the corresponding sketch map (e)[25]

圖5 Fe-9%Mn-0.05%C鋼冷軋（a）和熱軋（b）退火試樣拉伸變形時各晶粒的應變和奧氏體的轉(zhuǎn)變量，以及兩種試樣的應力-應變曲線（c）[28]Fig.5 Strains of various grains and the amount of austenite transformed for the cool rolled sheet (a) and hot rolled sheet (b) of Fe-9%Mn-0.05%C steel after annealing, and their stress-strain curves (c)[28]

圖6 Fe-0.05%C-12%Mn-3%Al鋼熱軋退火試樣拉伸變形時各相之間的應變配分和拉伸力學性能.（a） 未變形試樣顯微組織的電子背散射衍射（EBSD）相分布圖；（b～e） 拉伸變形至1.8%，4.3%，8.4%，14%真應變時各相之間的范式等效應變分布圖；（f）工程應力-應變曲線；（g） 拉伸變形過程中回火馬氏體和殘余奧氏體或新鮮馬氏體之間的應變配分[29]Fig.6 Strain partition and mechanical properties of the hot rolled Fe-0.05%C-12%Mn-3%Al steel after annealing: (a) the electron backscattered scattering detection (EBSD) phase distribution map for the microstructures before deformation; (b-e) von Miss strain distribution between different phases since tensile test interrupted at 1.8%, 4.3%, 8.4%, 14% true strain; (f) engineer stress-strain curve; (g) strain distribution between tempered martenstie,retained austenite or fresh martensite[29]

1.4 變形溫度對中錳鋼呂德斯應變影響的研究

關(guān)于變形溫度對呂德斯應變影響的研究尚沒有一致的結(jié)論.Zhang等[31]采用原位高能同步輻射的方法研究了Fe-0.1%C-10%Mn-2%Al鋼在不同變形溫度（-50～100 ℃）下的微觀力學行為.研究發(fā)現(xiàn)，隨著形變溫度升高，呂德斯前沿奧氏體轉(zhuǎn)變量變少，呂德斯應變減小；而Wang和Huang[32]通過研究Fe-7%Mn-0.14%C-0.23%Si鋼在25～300 ℃之間的變形行為發(fā)現(xiàn)，呂德斯應變的大小和奧氏體轉(zhuǎn)變量并非呈線性關(guān)系，因此，他們認為位錯滑移距離的增加是呂德斯應變變大的主要影響因素.由于以上研究材料的成分、顯微組織和變形溫度范圍都不相同，因此得出了不同的結(jié)論.為進一步確定形變溫度和呂德斯應變之間的關(guān)系，需要以同一材料為研究對象，在更寬的溫度范圍內(nèi)進行拉伸實驗研究.

2 中錳鋼中PLC效應的研究進展

PLC效應是由動態(tài)應變時效引起的，一般認為是位錯和間隙原子之間的相互作用.動態(tài)應變時效是一個熱激活過程，與金屬材料的熔點相關(guān)，因此Al合金（熔點為933 K）在室溫下容易發(fā)生PLC效應，而普碳鋼（熔點為1800 K）一般只有在150～300 ℃之間才能夠發(fā)生[33-34].在Fe-Mn-C合金中動態(tài)應變時效一般是由位錯/層錯和C-Mn原子對/C原子空位之間的相互作用[35-36].高錳TWIP鋼中C-Mn原子之間較高的結(jié)合能力導致位錯和C原子發(fā)生作用時不需要溶質(zhì)原子進行長距離擴散，只需要C原子在四面體間隙和八面體間隙之間進行原子間距級的跳躍，故在室溫下就能發(fā)生PLC效應[37].同樣，由于中錳鋼臨界退火后，元素配分導致奧氏體的成分和層錯能與高錳TWIP鋼相似，因此室溫下也能夠發(fā)生PLC效應.Hu和Luo[26]研究0.1%C-5%Mn鋼的形變機制時發(fā)現(xiàn)，形變前期奧氏體優(yōu)先變形并且轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，應力-應變曲線展現(xiàn)出明顯的應力鋸齒.當奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后，應力鋸齒隨之消失，這通過實驗證明了PLC帶是在奧氏體中形核的.與高錳TWIP鋼不同的是，中錳鋼中拉伸變形時還可能會發(fā)生不同相之間的應變配分和γ→α′相變轉(zhuǎn)變，這些都會影響PLC帶的形核和傳播.

2.1 馬氏體相變轉(zhuǎn)變和PLC效應之間的聯(lián)系

Sun等[38]采用離位X射線衍射和數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)（DIC）相結(jié)合的實驗方法研究了中錳鋼變形過程中的顯微組織演變.實驗研究發(fā)現(xiàn)，拉伸變形時PLC帶的形核和傳播導致應變誘導馬氏體相變在PLC帶的前沿發(fā)生，因此拉伸試樣中間位置測得的奧氏的轉(zhuǎn)變量（體積分數(shù)）呈階梯狀增加，如圖7所示（圖中IA700和IA750分別代表在700 ℃和750 ℃退火10 min的樣品）.在此基礎(chǔ)上，他們通過研究不同Mn含量的中錳鋼的變形行為，研究了奧氏體穩(wěn)定性對PLC效應的影響[20].研究發(fā)現(xiàn)，只有在中錳鋼中奧氏體穩(wěn)定性適中的情況下PLC效應才能夠發(fā)生；隨著奧氏體穩(wěn)定性的降低，促使PLC效應發(fā)生的臨界應變先降低后升高.Yang等[39]也發(fā)現(xiàn)了呂德斯前沿會發(fā)生奧氏體向馬氏體的相變轉(zhuǎn)變，并且指出奧氏體的穩(wěn)定性會影響PLC帶的類型.他們得出，中錳鋼拉伸變形前期奧氏體轉(zhuǎn)變速率快，表現(xiàn)為A+B型PLC帶；隨著應變量增加，奧氏體穩(wěn)定性提高，轉(zhuǎn)變速率降低，逐漸轉(zhuǎn)化為A型傳播帶.Grzegorczyk等[40]發(fā)現(xiàn)，0.16%C-4.7%Mn-1.6%Al鋼在室溫下拉伸時不發(fā)生動態(tài)應變時效；變形溫度提升至60 ℃時，應力-應變曲線上出現(xiàn)顯著的應力鋸齒；隨著變形溫度進一步提升至100 ℃和140 ℃，奧氏體在更高的應變下才能發(fā)生相變轉(zhuǎn)變，PLC效應發(fā)生的臨界應變也提高.然而，Wang等[7]采用紅外能量定量分析和離位X射線衍射實驗，發(fā)現(xiàn)冷軋中錳鋼中呂德斯前沿大量奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而PLC帶前沿的奧氏體幾乎不發(fā)生相變轉(zhuǎn)變（圖8）.這說明，奧氏體相變轉(zhuǎn)變并不是中錳鋼中PLC帶形核的必要條件.然而二者往往同時發(fā)生，他們之間的相互關(guān)系尚需進一步研究.

圖7 Fe-0.2%C-10.3%Mn-2.9%Al鋼700 ℃和750 ℃退火試樣真應力-應變曲線（a）和變形時的奧氏體轉(zhuǎn)變（b）[38]Fig.7 True stress-strain curves (a) of Fe-0.2%C-10.3%Mn-2.9%Al steel after annealing at 700 ℃ and 750 ℃, and the changing of austenite fraction during tensile deformation (b)[38]

圖8 Fe-0.14%C-7%Mn-0.23%Si鋼冷軋退火試樣的工程應力-應變曲線，呂德斯和PLC帶形核和傳播時應變和熱量的變化（a），以及拉伸變形時的奧氏體轉(zhuǎn)變量（b）[7]Fig.8 Engineer stress-strain curves of the cooled rolled sheet after annealing for Fe-0.14%C-7%Mn-0.23%Si steel, the changing of strain and the heating during the nucleation and propagation of Lüders and PLC bands (a), and the amount of austenite transformed during tensile deformation (b)[7]

2.2 微合金元素對奧氏體鋼中PLC效應影響的研究

目前關(guān)于合金元素對中錳鋼動態(tài)應變時效的影響鮮有報道.但是中錳鋼中PLC帶的形核和傳播和奧氏體相關(guān)，因此當微合金元素能影響奧氏體動態(tài)應變時效時，就可能影響中錳鋼PLC的發(fā)生.Kim等[41]發(fā)現(xiàn)N能夠和Fe-12%Ni-18%Gr鋼中Gr相結(jié)合，導致Gr原子向位錯擴散的速率降低，推遲動態(tài)應變時效的發(fā)生.Bracke等[42]發(fā)現(xiàn)，C原子促進Fe-22%Mn-（0.4～0.6%C）鋼中動態(tài)應變時效（DSA）的發(fā)生，但是N原子會干擾C-Mn原子對等含C缺陷復合物的形成，導致DSA發(fā)生的臨界應變提高.Lee等[43]研究了N對0.58%C-18%Mn鋼中發(fā)生動態(tài)應變時效臨界應變的影響，發(fā)現(xiàn)N的添加會提高奧氏體的層錯能，進而降低缺陷和層錯之間的相互作用，使得DSA在更高的應變下發(fā)生（圖9（a））.不添加N時，動態(tài)應變時效發(fā)生的臨界應變較低，PLC帶在拉伸試樣的一端標距外形核，此時只能觀察到應力的增加而檢測不出應變的變化，當PLC帶傳播至標距范圍內(nèi)時，應力驟然增加、應力鋸齒波動幅度變大，表現(xiàn)為A類PLC帶；N的添加導致PLC帶形核的臨界應變升高，此時試樣中間應力集中最顯著，因此更多的PLC帶在標距范圍內(nèi)形核，導致應力鋸齒的振幅降低，PLC帶轉(zhuǎn)變?yōu)锽類和C類，如圖9（b），9（c）和9（d）所示.

Lee等[44]還研究了Cu對12%Mn-0.7%C-1%Al鋼PLC效應的影響，發(fā)現(xiàn)Cu和N的效果相似，同樣會推遲動態(tài)應變時效的發(fā)生和改變PLC帶的類型.但有些研究認為Cu對PLC帶的影響是由于形變機制發(fā)生了變化.如Choi等[45]發(fā)現(xiàn)Fe%-0.4%C-15%Mn鋼在不添加Cu的情況下，奧氏體在拉伸變形時轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；添加1%Cu使奧氏體既能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體也會發(fā)生孿生；當鋼中Cu含量增加至2%時，奧氏體拉伸變形時只發(fā)生孿生.由于形變機制的變化，導致應力鋸齒的振幅隨著Cu含量的增加而變大.這是由于Cu含量低的鋼中發(fā)生的TRIP效應貢獻了更高的加工硬化，其強化效果降低了應力鋸齒的振幅；而且PLC帶前沿發(fā)生的馬氏體相變促進了加工硬化，導致其傳播速率加快.

除了N和Cu以外，其他合金元素亦能通過影響間隙原子和位錯的運動影響動態(tài)應變時效的發(fā)生.例如，Shun[46-47]等發(fā)現(xiàn)，Al能夠降低高錳TWIP鋼中C原子的擴散速率，增加DSA的激活能，進而抑制DSA的發(fā)生.另外，碳化物形成元素也會對PLC帶的形核和傳播產(chǎn)生影響.例如，He和Huang[48]指出，添加V元素的0.45%～10%Mn鋼中由于析出VC粒子消耗自由C原子，抑制了PLC效應的發(fā)生.

圖9 Fe-C-Mn和Fe-C-Mn-N鋼的工程應力-應變曲線（a），（a）中藍色矩形區(qū)域的放大圖（b），F(xiàn)e-C-Mn鋼（c）和Fe-C-Mn-N鋼（d）的應力鋸齒類型和PLC帶的形核位置[43]Fig.9 Engineer stress-strain curves (a) of Fe-C-Mn and Fe-C-Mn-N steels, magnification view (b) of the area marked by blue rectangle in (a); the different types of stress serrations and the nucleation sites of PLC bands for Fe-C-Mn steels (c) and Fe-C-Mn-N steels (d)[43]

3 中錳鋼塑性失穩(wěn)研究中的焦點問題和未來研究展望

3.1 尚未解決的焦點問題

以上文獻調(diào)研結(jié)果表明，中錳鋼不連續(xù)屈服形成機理尚沒有統(tǒng)一的理論共識，但是近期研究結(jié)果偏向于認為，較低可動位錯密度和較強位錯增殖能力是造成中錳鋼不連續(xù)屈服和較長屈服平臺的原因.然而，位錯源是雙相界面還是馬氏體相變轉(zhuǎn)變提供的尚需要進一步研究.目前，關(guān)于中錳鋼呂德斯應變的研究中存在的相悖觀點概括如下.

（1）室溫下準靜態(tài)拉伸時，呂德斯應變隨臨界退火溫度升高和臨界退火時間延長而降低.但是臨界退火處理會同時影響各相體積分數(shù)，奧氏體機械穩(wěn)定性，元素配分，晶粒尺寸，以及位錯密度等.現(xiàn)有大多數(shù)研究針對其中一個方面進行展開，因此得出了不同的理論解釋.建議研究應變速率對呂德斯應變的影響，可在初始組織相同時探索呂德斯應變的決定性因素.

（2）對于鐵素體優(yōu)先變形的冷軋中錳鋼，不連續(xù)屈服行為歸因于鐵素體中間隙原子和缺陷之間的相互釘扎和脫釘作用.而奧氏體優(yōu)先變形的中錳鋼則歸因于更多相界面導致位錯的快速增殖.目前并沒有針對以上兩種情況都能適用的統(tǒng)一理論解釋，此為下一階段研究目標.

（3）現(xiàn)有關(guān)于片層和等軸結(jié)構(gòu)分別導致連續(xù)和不連續(xù)屈服的研究，主要集中在鋼中鐵素體和奧氏體相之間應變配分、位錯增殖速率和加工硬化能力的差異，但是忽略了由于熱變形歷史的不同，導致不僅晶體形貌不同、還有各相中元素濃度和缺陷密度的差異.因此，建議制備出同時包含等軸和片層組織的實驗樣品（如溫軋試樣），以找出晶體形貌影響呂德斯應變的真正原因.

（4）由于中錳鋼不連續(xù)屈服現(xiàn)象尚沒有統(tǒng)一的理論解釋，關(guān)于中錳鋼塑性失穩(wěn)現(xiàn)象的研究大部分集中于屈服平臺的形成機理.因此現(xiàn)有關(guān)于中錳鋼PLC效應研究的報道相對較少.根據(jù)已有報道，目前可以確認的是中錳鋼的PLC帶在奧氏體中形核，而且往往伴隨馬氏體相變轉(zhuǎn)變.高錳TWIP鋼中奧氏體的層錯能會影響PLC帶形核的臨界應變，但是中錳鋼中奧氏體層錯能和機械穩(wěn)定性對PLC帶形核和傳播的影響規(guī)律尚需進一步研究.

3.2 消除中錳鋼塑性失穩(wěn)的未來研究展望

現(xiàn)有抑制中錳鋼塑性失穩(wěn)的研究主要集中在調(diào)整形變前的顯微組織和形變溫度，但這也同時導致強度或者塑性的變化.如調(diào)整奧氏體穩(wěn)定性可以實現(xiàn)不連續(xù)屈服向連續(xù)屈服的轉(zhuǎn)化，但是屈服強度和斷后延伸率隨之下降；提高形變溫度能夠有效消除PLC效應，但是樣品的屈服強度和加工硬化率也隨之降低.為了解決此問題，本文預期未來在以下兩個方面開展消除中錳鋼塑性失穩(wěn)現(xiàn)象的研究：

（1）創(chuàng)新成分設計.文獻調(diào)研結(jié)果表明，高錳奧氏體TWIP鋼種通過添加Cu、N等影響奧氏體層錯能的合金元素能夠提高應力鋸齒的臨界應變，改變PLC帶的類型.由于中錳鋼中PLC帶亦是在奧氏體內(nèi)形核，因此可以借鑒以上成分設計思路，在材料設計階段就考慮添加能夠同時改變層錯能并且提高奧氏體穩(wěn)定性的合金元素，以在保證力學性能的前提下消除塑性失穩(wěn)現(xiàn)象.然而，Cu等具有較低熔點的合金元素易于在晶界偏聚，在均熱過程中鐵優(yōu)先于銅氧化導致表面銅富集，加劇晶界弱化，造成表面微裂紋等缺陷，這直接阻礙了含Cu鋼的商業(yè)化生產(chǎn)使用.因此需要尋求能保證含Cu中錳鋼表面質(zhì)量的有效方法，或者改用能顯著改變奧氏體層錯能但對表面質(zhì)量沒有影響的合金元素.這些都是未來需要研究的重要內(nèi)容.

（2）電脈沖處理.目前需要開發(fā)一種既能消除塑性不穩(wěn)定變形，又可以提高或者保持中錳鋼力學性能的新型變形工藝.電脈沖加載作為一個瞬時高能量輸入的方法，已被廣泛應用于提升金屬材料的拉伸性能.如張偉[49]將高密度電脈沖作用于GH4169合金，斷后延伸率增加了750%，塑性得到巨幅提升.Zhao等[50]將電脈沖處理應用于冷軋硼鋼，顯著細化了原奧氏體晶粒和馬氏體板條厚度，抗拉強度和斷后延伸率同時達到2 GPa和24.6%，力學性能遠高于普通的熱處理.這是由于電脈沖作用于金屬產(chǎn)生的熱效應和非熱效應（電子風力作用和電遷移效應）能夠促進位錯在晶界上的攀移和加速原子擴散，提高再結(jié)晶形核率和降低再結(jié)晶溫度，從而細化了組織[51-52].基于電脈沖對位錯運動和原子擴散的作用，推測將其同步加載于拉伸變形的中錳鋼，將會影響呂德斯帶和PLC帶的形核和傳播.而且，我們的前期預研實驗證明了電脈沖確實能夠同時降低呂德斯應變和消除PLC效應，且拉伸力學性能幾乎不發(fā)生變化.因此提出開展關(guān)于同步加載電脈沖對中錳鋼顯微組織演變、塑性不穩(wěn)定現(xiàn)象和拉伸性能影響的研究，得出中錳鋼電脈沖變形工藝的優(yōu)化準則，為未來超高強高塑中錳鋼工業(yè)化變形工藝的設計提供理論指導.