杜一飛, 閆佳鶴, 馮運(yùn)莉

(華北理工大學(xué) 冶金與能源學(xué)院, 河北 唐山 063210)

截至2021年,我國(guó)民用汽車保有量達(dá)到30 151萬(wàn)輛[1],且近5年來(lái),我國(guó)汽車保有量始終呈上升趨勢(shì)。車身自重是汽車能源消耗的重要組成部分,基于節(jié)能減排的需求,采用先進(jìn)高強(qiáng)度汽車鋼(AHSS)來(lái)降低汽車自重是當(dāng)今汽車工業(yè)發(fā)展的必然趨勢(shì)。目前先進(jìn)高強(qiáng)鋼已開(kāi)發(fā)至第三代,其目標(biāo)在于實(shí)現(xiàn)綜合力學(xué)性能高于第一代AHSS的同時(shí),成本低于第二代AHSS。在第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼中,中錳鋼因具有與高錳孿晶誘導(dǎo)塑性(TWIP)鋼相近甚至更優(yōu)的力學(xué)性能,但合金化成本較低而備受關(guān)注。

中錳鋼是指錳含量在4wt%～12wt%的先進(jìn)高強(qiáng)鋼,通常利用相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)效應(yīng)來(lái)實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的力學(xué)性能。其室溫組織中有大量殘留奧氏體,部分亞穩(wěn)奧氏體會(huì)在應(yīng)變過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,提供額外的加工硬化,避免應(yīng)力集中,從而提高材料的強(qiáng)度和均勻伸長(zhǎng)率[2]。由于具有優(yōu)良的表面質(zhì)量和超高強(qiáng)度,中錳鋼已被廣泛用于汽車零部件,如立柱、側(cè)梁和保險(xiǎn)杠橫梁等[3]。

研究表明,當(dāng)金屬材料的微觀組織呈現(xiàn)出特定的不均勻結(jié)構(gòu),如晶粒呈多尺度、多形貌分布時(shí),材料可能會(huì)獲得額外的強(qiáng)化機(jī)制,從而同時(shí)改善材料的強(qiáng)度與塑性,這類獨(dú)特的結(jié)構(gòu)被稱為非均質(zhì)結(jié)構(gòu)(Heterogeneous)[4-5]。而中錳鋼“多相、亞穩(wěn)、多尺度”研究則證明了在中錳鋼中實(shí)現(xiàn)非均質(zhì)結(jié)構(gòu)強(qiáng)化的可行性[6],目前已經(jīng)有相當(dāng)數(shù)量的新型非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼被開(kāi)發(fā)出來(lái),如圖1所示,其性能均滿足甚至超過(guò)了第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的設(shè)計(jì)目標(biāo)[7-18]。本文主要闡述了臨界退火工藝對(duì)構(gòu)建非均質(zhì)結(jié)構(gòu)的影響以及非均質(zhì)結(jié)構(gòu)對(duì)中錳鋼強(qiáng)韌化機(jī)制的作用,以期為制備力學(xué)性能更加優(yōu)越的中錳鋼提供參考。

圖1 先進(jìn)高強(qiáng)鋼與部分非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼的伸長(zhǎng)率與抗拉強(qiáng)度的關(guān)系[7-18]

1 臨界退火工藝對(duì)組織的影響

出于實(shí)際生產(chǎn)的考慮,中錳鋼未采用電沉積法[19]、表面機(jī)械研磨[4]等手段,轉(zhuǎn)而采用熱處理工藝制備非均質(zhì)結(jié)構(gòu),即在軋制或淬火后進(jìn)行臨界退火處理。臨界退火是指將鋼由室溫加熱到奧氏體/鐵素體兩相區(qū)溫度并保溫的退火工藝,因此又被稱為兩相區(qū)退火。臨界退火一般應(yīng)用在軋制或淬火工序之后。當(dāng)軋制或淬火完成后,中錳鋼中的奧氏體會(huì)發(fā)生馬氏體相變,室溫組織主要有馬氏體、形變鐵素體和殘留奧氏體。通過(guò)臨界退火,馬氏體將逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,鐵素體部分轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,其余形變鐵素體則發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶[20]。此外,固溶在鐵素體、殘留奧氏體和馬氏體中的C、Mn、Al、Si等元素將發(fā)生配分。比較常見(jiàn)的制備非均質(zhì)結(jié)構(gòu)的臨界退火工藝有多階段臨界退火工藝和超快臨界退火工藝。

1.1 臨界退火中的元素配分

C、Mn、Al、Si等退火配分元素對(duì)中錳鋼構(gòu)建非均質(zhì)結(jié)構(gòu)的影響主要體現(xiàn)在兩個(gè)方面。一方面,配分元素可影響殘留奧氏體穩(wěn)定性。奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性直接決定了熱處理過(guò)程中奧氏體晶粒的形核與長(zhǎng)大過(guò)程,同時(shí)也決定了塑性變形過(guò)程中TRIP效應(yīng)的分散程度和先后次序。在發(fā)生配分的這4種常見(jiàn)元素中,C、Mn為奧氏體穩(wěn)定元素,向奧氏體中富集,Al、Si為鐵素體穩(wěn)定元素,向鐵素體中富集,同時(shí)促進(jìn)C、Mn向奧氏體中富集[21-22]。C、Mn在奧氏體中富集程度越高,奧氏體越穩(wěn)定。因此構(gòu)造C/Mn不均勻分布是設(shè)計(jì)非均質(zhì)結(jié)構(gòu)奧氏體的重要方式。另一方面,配分元素會(huì)影響奧氏體層錯(cuò)能。塑性變形過(guò)程中,奧氏體的變形機(jī)制一般取決于層錯(cuò)能的高低,當(dāng)層錯(cuò)能小于20 mJ/m2時(shí),中錳鋼中會(huì)發(fā)生TRIP效應(yīng);而層錯(cuò)能在20～50 mJ/m2時(shí),會(huì)發(fā)生TWIP效應(yīng);大于50 mJ/m2,變形主要通過(guò)位錯(cuò)滑移進(jìn)行,而在15～20 mJ/m2范圍內(nèi)時(shí),TRIP效應(yīng)與TWIP效應(yīng)可能會(huì)同時(shí)出現(xiàn)[23-24]。化學(xué)成分與層錯(cuò)能密切相關(guān),Mn含量在6%～13%時(shí),層錯(cuò)能隨錳含量的升高而減小,Si同樣會(huì)降低層錯(cuò)能,但C和Al會(huì)使層錯(cuò)能升高[25-27]。

1.2 多階段臨界退火工藝

多階段臨界退火是中錳鋼制備非均質(zhì)結(jié)構(gòu)的一種常見(jiàn)工藝。熱軋后退火過(guò)程中形成的富C/Mn奧氏體會(huì)在后續(xù)冷軋時(shí)轉(zhuǎn)化為馬氏體,馬氏體成分與奧氏體相近。冷軋后退火時(shí),富Mn馬氏體更容易發(fā)生奧氏體逆轉(zhuǎn)變并長(zhǎng)大,而由C、Mn含量較低的鐵素體中形核的奧氏體則形成較困難,晶粒尺寸較小,由此形成了多尺度的奧氏體非均質(zhì)結(jié)構(gòu)[7]。邵成偉等[9]采用熱軋與冷軋后兩次臨界退火,在5Mn-3Al鋼中實(shí)現(xiàn)了奧氏體多尺度分布。由于Al含量較高,室溫組織中保留了長(zhǎng)條狀δ鐵素體。在退火過(guò)程中,奧氏體將在原馬氏體區(qū)和鐵素體區(qū)形核并長(zhǎng)大,形變?chǔ)凌F素體會(huì)發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大,但δ鐵素體無(wú)明顯變化。

退火溫度與退火時(shí)間是影響中錳鋼中非均質(zhì)結(jié)構(gòu)的主要因素。如圖2所示,隨著退火溫度升高,鋼中α鐵素體與奧氏體片層的比例下降,等軸狀晶粒體積分?jǐn)?shù)上升,直至800 ℃時(shí)獲得幾乎完全等軸化的組織。而且隨著退火溫度的升高,奧氏體含量也明顯上升,機(jī)械穩(wěn)定性下降。退火時(shí)間與退火溫度的作用相同,隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng),晶粒逐漸等軸化。再結(jié)晶的超細(xì)晶粒鐵素體基體變粗,進(jìn)而大幅降低中錳鋼的屈服強(qiáng)度[8,14]。

圖2 冷軋中錳鋼經(jīng)700 ℃(a)、730 ℃(b)、800 ℃(c)退火后的顯微組織與拉伸測(cè)試前后的奧氏體含量(d)[9]

1.3 超快臨界退火工藝

超快退火(Flash annealing)是一種新興的熱處理工藝,即以100 ℃/s以上的升溫速率達(dá)到目標(biāo)溫度,隨即快速冷卻[28]。傳統(tǒng)臨界退火需要較長(zhǎng)的升溫和保溫時(shí)間,以保證元素配分充分[29]。除了效率低、生產(chǎn)成本高之外,長(zhǎng)時(shí)間的臨界退火容易造成鐵素體再結(jié)晶,降低中錳鋼的屈服強(qiáng)度。通過(guò)超快退火,鋼中將發(fā)生奧氏體的快速形核和C的快速配分,殘留奧氏體含量明顯提高[30]。Wan等[31]對(duì)比了采用超快退火和普通臨界退火工藝的中錳鋼,發(fā)現(xiàn)相比于普通臨界退火,超快退火鋼均勻伸長(zhǎng)率僅下降約6%,但抗拉強(qiáng)度上升了470 MPa。這是因?yàn)橥ㄟ^(guò)超快退火工藝,鋼中的鐵素體只有部分發(fā)生再結(jié)晶,保留的冷軋鐵素體與等軸狀再結(jié)晶鐵素體構(gòu)成了獨(dú)特的非均質(zhì)結(jié)構(gòu)。不同于普通臨界退火,由于退火時(shí)間較短,鐵素體、奧氏體之間僅發(fā)生了C的配分,Mn含量相差較小,這意味著超快退火形成的奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性低于普通臨界退火,有利于馬氏體相變的發(fā)生,且超快退火中保留的高密度缺陷為奧氏體轉(zhuǎn)變提供了動(dòng)力。所以超快退火鋼的強(qiáng)度與加工硬化率均高于普通臨界退火。因此,超快退火不僅提高了生產(chǎn)效率,而且為調(diào)整中錳鋼的微觀結(jié)構(gòu),提高綜合力學(xué)性能提供了新的思路。

2 非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼的加工硬化機(jī)制

根據(jù)Considère準(zhǔn)則,加工硬化率低于抵抗變形所需應(yīng)力時(shí),塑性失穩(wěn)開(kāi)始[32]。為了保持塑性,材料需要具有高且持久的應(yīng)變硬化能力,以應(yīng)對(duì)流變應(yīng)力的增加。中錳鋼的加工硬化效果主要取決于TRIP效應(yīng)[18,33]。研究表明,當(dāng)金屬中形成非均質(zhì)結(jié)構(gòu)時(shí),會(huì)產(chǎn)生獨(dú)特的非均質(zhì)結(jié)構(gòu)強(qiáng)化機(jī)制[5,34]。在He等[35]制備的雙相非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼中,變形前后奧氏體體積分?jǐn)?shù)僅下降2%,其抗拉強(qiáng)度達(dá)到約1.5 GPa,同時(shí)均勻伸長(zhǎng)率仍保持在約14.5%。這表明在TRIP效應(yīng)受到抑制的情況下,中錳鋼仍存在其他加工硬化機(jī)制。因此,了解非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼的加工硬化機(jī)制對(duì)于調(diào)整材料微觀結(jié)構(gòu),提高綜合力學(xué)性能至關(guān)重要。

2.1 幾何必需位錯(cuò)與異質(zhì)變形誘導(dǎo)強(qiáng)化機(jī)制

對(duì)有色金屬與高熵合金的研究表明,非均質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬材料通常利用幾何必需位錯(cuò)(GND)來(lái)實(shí)現(xiàn)高加工硬化[5,36]。非均質(zhì)結(jié)構(gòu)材料塑性變形時(shí),屈服先發(fā)生在軟區(qū),隨后擴(kuò)展到硬區(qū)。為了保持應(yīng)變連續(xù)性,非均質(zhì)結(jié)構(gòu)材料的軟/硬域界面上會(huì)產(chǎn)生應(yīng)變梯度。因此,大量位錯(cuò)在界面附近塞積,形成應(yīng)變梯度,這一類位錯(cuò)被稱為幾何必需位錯(cuò)[37]。中錳鋼多相多尺度的非均質(zhì)結(jié)構(gòu)使得區(qū)域間強(qiáng)度差異明顯,為幾何必需位錯(cuò)增殖提供了條件。

GND對(duì)非均質(zhì)結(jié)構(gòu)材料強(qiáng)化的貢獻(xiàn)可以從兩個(gè)方面來(lái)理解。一方面,GND可以阻礙可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。GND通常塞積在軟區(qū)的邊界附近,作為阻礙可動(dòng)位錯(cuò)滑移的障礙物,促進(jìn)材料的加工硬化[38]。GND的分布與應(yīng)變梯度直接相關(guān),可以通過(guò)電子背散射衍射(EBSD)定性分析并觀察其空間分布[28]。另一方面,當(dāng)GND塞積在界面或障礙物上時(shí),由于位錯(cuò)間的相互作用,粗晶中會(huì)產(chǎn)生一個(gè)由塞積位置指向位錯(cuò)源的長(zhǎng)程應(yīng)力,該應(yīng)力稱為背應(yīng)力。背應(yīng)力將抵消部分外加應(yīng)力,只有剩余外加應(yīng)力高于產(chǎn)生位錯(cuò)的臨界應(yīng)力時(shí),位錯(cuò)才能繼續(xù)生成。同時(shí)硬區(qū)出現(xiàn)與背應(yīng)力方向相反的前應(yīng)力,使得硬區(qū)變形更容易。背應(yīng)力和前應(yīng)力的綜合作用稱為異質(zhì)變形誘導(dǎo)(HDI)應(yīng)力[37]。

HDI應(yīng)力可采用拉伸加卸載(LUR)試驗(yàn)來(lái)計(jì)算[39]。Zhang等[8]比較了不同退火時(shí)間下HDI應(yīng)力對(duì)抗拉強(qiáng)度的貢獻(xiàn),結(jié)果如圖3所示。由圖3(a)可知退火10 min試樣A10具有最高的抗拉強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率,但拉伸過(guò)程中相變奧氏體體積分?jǐn)?shù)低于退火120 min試樣A120,即A120具有更高的TRIP效應(yīng);而由圖3(b)可知A10的HDI應(yīng)力遠(yuǎn)高于A120,這表明HDI應(yīng)力是A10試樣具有最高抗拉強(qiáng)度的主要原因,結(jié)合HDI強(qiáng)化與TRIP效應(yīng)可以實(shí)現(xiàn)中錳鋼強(qiáng)塑性的良好匹配。

圖3 中錳鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)與HDI應(yīng)力-應(yīng)變曲線(b)[8]

2.2 非均質(zhì)結(jié)構(gòu)多階段TRIP效應(yīng)

非均質(zhì)結(jié)構(gòu)也為多階段TRIP效應(yīng)的發(fā)生提供了條件。若馬氏體相變集中發(fā)生,晶粒間將產(chǎn)生裂紋萌生和擴(kuò)展的潛在位置,導(dǎo)致均勻伸長(zhǎng)率較低[40]。一般希望在變形過(guò)程中奧氏體發(fā)生非同步轉(zhuǎn)變,以擴(kuò)展TRIP效應(yīng)發(fā)生的應(yīng)變范圍,從而使材料表現(xiàn)出更優(yōu)的塑性[41]。在非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼中,晶粒的大小、成分與形狀均有明顯差異,結(jié)合非均質(zhì)結(jié)構(gòu)獨(dú)有的幾何必需位錯(cuò)增殖,殘留奧氏體呈現(xiàn)出顯著的機(jī)械穩(wěn)定性差異。

馬氏體會(huì)優(yōu)先在缺陷處形核,大量增殖的GND可為馬氏體相變提供形核位置,并降低殘留奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性[42]。因此非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中界面附近的奧氏體更容易發(fā)生馬氏體相變。Zhang等[8]認(rèn)為,晶界處率先形成的馬氏體與未轉(zhuǎn)變的殘留奧氏體形成了核-殼結(jié)構(gòu),馬氏體殼會(huì)阻礙應(yīng)變的傳導(dǎo),從而延緩核心奧氏體的相變,最終呈現(xiàn)多階段TRIP效應(yīng)。

除了GND與HDI應(yīng)力的影響,非均質(zhì)結(jié)構(gòu)晶粒尺寸、形貌的不同使得奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性有明顯差異,如多尺度奧氏體可提供持續(xù)的TRIP效應(yīng)[43]。通常認(rèn)為,奧氏體晶粒尺寸越小,馬氏體相變所需的彈性應(yīng)變能越高,奧氏體的穩(wěn)定性與晶粒尺寸成反比[44]。Sun等[17]開(kāi)發(fā)了奧氏體晶粒尺寸雙峰分布的非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼,其抗拉強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率分別為1048 MPa和63%。圖4為該雙峰中錳鋼的加工硬化率曲線(虛線)和奧氏體含量與應(yīng)變的擬合曲線(實(shí)線),其中材料的加工硬化率曲線可分為4個(gè)階段,在奧氏體體積分?jǐn)?shù)明顯下降的第Ⅱ和第Ⅳ階段加工硬化率明顯上升。因此可得出結(jié)論,在拉伸變形的不同階段,由于不同晶粒尺寸的殘留奧氏體在拉伸變形期間的分散穩(wěn)定性,通過(guò)奧氏體的多級(jí)TRIP效應(yīng),雙峰非均質(zhì)中錳鋼實(shí)現(xiàn)了高強(qiáng)度與高塑性的結(jié)合。

圖4 中錳鋼的加工硬化率曲線和殘留奧氏體含量[17]

奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性并不單純?nèi)Q于晶粒尺寸,張喜亮等[7]研究了冷軋退火板的室溫組織,Mn含量較高的馬氏體區(qū)形成了晶粒尺寸較大的塊狀和片層狀?yuàn)W氏體,在Mn含量較低的鐵素體區(qū)形成了尺寸較小的顆粒狀?yuàn)W氏體。拉伸塑性變形過(guò)程中,Mn含量較低的顆粒狀?yuàn)W氏體先發(fā)生相變,而Mn含量較高的塊狀和片層狀?yuàn)W氏體在較大的應(yīng)變范圍內(nèi)逐漸發(fā)生相變,這說(shuō)明元素含量對(duì)奧氏體穩(wěn)定性的影響超過(guò)了晶粒尺寸因素。

除了晶粒尺寸與化學(xué)成分,奧氏體的晶粒形狀也是奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性的重要影響因素。Li等[13]比較了退火板中片層狀和等軸狀兩種形態(tài)的奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性,研究表明,小的片狀?yuàn)W氏體晶粒比大的等軸奧氏體晶粒更穩(wěn)定[45-46],等軸狀?yuàn)W氏體先于片層狀?yuàn)W氏體相變。而由于片層狀?yuàn)W氏體存在明顯的取向關(guān)系[28],部分片層狀?yuàn)W氏體需要先旋轉(zhuǎn)到合適的取向再發(fā)生相變,因此片層狀?yuàn)W氏體之間也存在機(jī)械穩(wěn)定性差異。奧氏體晶粒間的穩(wěn)定性差異使得TRIP效應(yīng)更加分散,加工硬化持續(xù)更長(zhǎng),最終非均質(zhì)中錳鋼的強(qiáng)塑積達(dá)到了70GPa·%。

2.3 TRIP/TWIP綜合效應(yīng)

除非均質(zhì)結(jié)構(gòu)強(qiáng)化與TRIP效應(yīng)外,TWIP效應(yīng)也是中錳鋼中常見(jiàn)的強(qiáng)化機(jī)制。由于非均質(zhì)結(jié)構(gòu)奧氏體同時(shí)滿足了多階段TRIP效應(yīng)與TWIP效應(yīng)的發(fā)生條件,許多非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼會(huì)同時(shí)觸發(fā)多階段TRIP效應(yīng)與TWIP效應(yīng)。TRIP和TWIP效應(yīng)的協(xié)同作用有助于連續(xù)應(yīng)變硬化和局部應(yīng)力松弛。這使得均勻伸長(zhǎng)率得到明顯提高,綜合力學(xué)性能進(jìn)一步優(yōu)化。

化學(xué)成分和晶粒尺寸是影響層錯(cuò)能的主要因素,不同的晶?？赡軙?huì)因?yàn)閷渝e(cuò)能等因素的差異以不同的機(jī)制變形[21]。Niu等[12]利用快速退火制備了粗晶/納米晶雙峰結(jié)構(gòu)中錳鋼,納米晶周圍位錯(cuò)密度較高,高位錯(cuò)密度有利于馬氏體相變[47]。而粗晶奧氏體則可以容納大量形變孿晶。多階段多機(jī)制的加工硬化使得雙峰結(jié)構(gòu)中錳鋼兼具高抗拉強(qiáng)度與高塑性。鐵素體和奧氏體之間的變形機(jī)制與之類似,如圖5(a)所示,較軟的鐵素體在屈服過(guò)程中通過(guò)位錯(cuò)滑移變形并發(fā)生加工硬化[21]。隨著進(jìn)一步變形,孿晶出現(xiàn)并在有合適層錯(cuò)能的奧氏體中相交,形成馬氏體形核點(diǎn),如圖5(b,c)所示[48]。當(dāng)奧氏體中應(yīng)力足夠集中時(shí),馬氏體相變發(fā)生。

圖5 變形過(guò)程中的TRIP/TWIP協(xié)同效應(yīng)

3 結(jié)語(yǔ)

非均質(zhì)結(jié)構(gòu)在不額外添加合金元素的情況下,大大提高了中錳鋼的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率,這在先進(jìn)高強(qiáng)鋼的推廣應(yīng)用上具有極大的競(jìng)爭(zhēng)優(yōu)勢(shì)。通過(guò)臨界退火調(diào)控元素配分和組織演變,中錳鋼組織中形成了性能有明顯差異的非均質(zhì)結(jié)構(gòu)。在傳統(tǒng)強(qiáng)化機(jī)制的基礎(chǔ)上,非均質(zhì)結(jié)構(gòu)使得中錳鋼可通過(guò)HDI強(qiáng)化、多階段TRIP效應(yīng)與TRIP/TWIP綜合效應(yīng)協(xié)同強(qiáng)化,有效提高了中錳鋼的加工硬化能力。中錳鋼非均質(zhì)結(jié)構(gòu)強(qiáng)韌化的研究已經(jīng)取得相當(dāng)多的成果,然而仍存在如下問(wèn)題:

1) 非均質(zhì)結(jié)構(gòu)對(duì)退火溫度和時(shí)間敏感性較高,且非均質(zhì)結(jié)構(gòu)形貌與力學(xué)性能間的關(guān)系仍不夠明晰。如何通過(guò)熱處理工藝準(zhǔn)確控制非均質(zhì)結(jié)構(gòu)形貌,保證中錳鋼力學(xué)性能的穩(wěn)定性,以實(shí)現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn),仍需進(jìn)一步研究。

2) 影響奧氏體穩(wěn)定性的因素,如C、Mn元素含量,晶粒尺寸,位錯(cuò)密度等之間關(guān)系復(fù)雜,由單一因素預(yù)測(cè)奧氏體穩(wěn)定性可能與實(shí)際不符。這導(dǎo)致參考已有研究開(kāi)發(fā)新的非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼仍存在較大難度。目前尚未有針對(duì)各影響因素量化分析的研究。

3) 汽車鋼服役過(guò)程中需考慮循環(huán)載荷下的疲勞性能和抵抗沖擊載荷的沖擊性能,當(dāng)前對(duì)非均質(zhì)結(jié)構(gòu)中錳鋼的研究多集中于靜態(tài)拉伸,關(guān)于疲勞性能和沖擊性能的相關(guān)試驗(yàn)研究有待進(jìn)一步開(kāi)展。