中錳鋼塑性失穩(wěn)現(xiàn)象的研究進(jìn)展及未來(lái)研究展望

胡 斌，屠 鑫，王 玉，羅海文?，毛新平

1) 北京科技大學(xué)冶金與生態(tài)工程學(xué)院，北京 100083 2) 北京科技大學(xué)鋼鐵冶金新技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083

目前汽車(chē)行業(yè)面臨的主要問(wèn)題包括燃油效率問(wèn)題、溫室氣體排放問(wèn)題和汽車(chē)碰撞安全性問(wèn)題.汽車(chē)生產(chǎn)過(guò)程中大量使用先進(jìn)高強(qiáng)鋼，實(shí)現(xiàn)汽車(chē)的輕量化是同時(shí)解決以上問(wèn)題的有效途徑.截至目前，先進(jìn)高強(qiáng)鋼已經(jīng)歷三代的發(fā)展.第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼屬于低合金鋼，具有600 MPa以上的抗拉強(qiáng)度，但是較低的延伸率限制了其在復(fù)雜沖壓部件的應(yīng)用.第二代先進(jìn)高強(qiáng)鋼屬于高合金鋼，具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，但是較高的合金含量和制造成本限制了此類(lèi)鋼種的工業(yè)化推廣應(yīng)用.第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼是指力學(xué)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(jìn)高強(qiáng)鋼.目前正在研發(fā)的第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼包括輕質(zhì)（lightweight）鋼，Q&P（quenching and partitioning）鋼和中錳鋼（Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)：5%～10%）[1-2].其中，中錳鋼以其優(yōu)良的綜合力學(xué)性能和較低的合金成本受到全世界材料科學(xué)家的關(guān)注.例如，Shi等[3]通過(guò)長(zhǎng)時(shí)間退火工藝開(kāi)發(fā)出了強(qiáng)塑積達(dá)到30 GPa·%的0.2%C-5%Mn鋼，滿(mǎn)足了第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼綜合力學(xué)性能的要求.Hu等[4]在5Mn鋼的基礎(chǔ)上，同時(shí)提高M(jìn)n和Al含量開(kāi)發(fā)出了7%Mn-2.5%Al和9%Mn-2.5%Al鋼，它們經(jīng)過(guò)高溫短時(shí)間退火后強(qiáng)塑積就能夠達(dá)到30～60 GPa·%.Lee和De Cooman[5]采用TRIP（transformation induced plasticity）+TWIP（twinning induced plasticity）的設(shè)計(jì)思路，通過(guò)優(yōu)化中錳鋼中的合金成分，開(kāi)發(fā)出了10%Mn-0.3%C-3%Al-2%Si鋼，其抗拉強(qiáng)度和斷后延伸率同時(shí)達(dá)到1200 MPa和65%.為了進(jìn)一步提高中錳鋼的強(qiáng)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(kāi)發(fā)出了10Mn-V鋼，并且采用D&P（deformation and partition）工藝將屈服強(qiáng)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(xué)性能潛力，如果實(shí)現(xiàn)工業(yè)化應(yīng)用，將有助于推動(dòng)我國(guó)汽車(chē)輕量化的進(jìn)程.

然而實(shí)驗(yàn)研究表明，中錳鋼在變形過(guò)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(diǎn)下降開(kāi)始時(shí)發(fā)生局部變形的區(qū)域，在傳播過(guò)程對(duì)應(yīng)于工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的屈服平臺(tái)；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(lèi)型，它們?cè)诶烨€上對(duì)應(yīng)不同形式的應(yīng)力鋸齒[7-9].局部塑性變形不穩(wěn)定性會(huì)使材料表面產(chǎn)生條帶狀皺褶，導(dǎo)致材料結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性減弱甚至在某些情況下過(guò)早失效，這成為限制中錳鋼商業(yè)化推廣的關(guān)鍵問(wèn)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(diǎn)性前沿課題，引起了各國(guó)材料科學(xué)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(rèn)為不連續(xù)屈服是由于位錯(cuò)與間隙或者代位原子之間的釘扎和脫釘作用（柯氏氣團(tuán)）引起的[10-11].位錯(cuò)脫釘?shù)淖饔昧h(yuǎn)大于使位錯(cuò)發(fā)生滑移的力，因此脫釘時(shí)應(yīng)力驟然降低并且發(fā)生快速塑性變形.然而，柯氏氣團(tuán)效應(yīng)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(wú)間隙原子鐵素體鋼中Ni在晶界偏聚會(huì)造成晶界強(qiáng)化，導(dǎo)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(cuò)增殖理論解釋不連續(xù)屈服行為.他們認(rèn)為如果材料變形前存在少量可動(dòng)位錯(cuò)，并且達(dá)到上屈服點(diǎn)后位錯(cuò)快速增殖會(huì)導(dǎo)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(gè)因素：（1）初始狀態(tài)較低的可動(dòng)位錯(cuò)密度；（2）載荷作用下較快的位錯(cuò)增殖速率；（3）位錯(cuò)滑移速率隨應(yīng)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(shí)會(huì)發(fā)生不同相之間的動(dòng)態(tài)應(yīng)變配分，γ→α′相變轉(zhuǎn)變，位錯(cuò)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(fù)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(gè)方面.

1.1 退火工藝對(duì)呂德斯應(yīng)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(yīng)力-應(yīng)變曲線.（a） 0.1%C-5%Mn鋼；（b） 圖(a)屈服平臺(tái)放大圖；（c）0.2%C-5%Mn鋼；（d） 圖(c)屈服平臺(tái)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(shí)驗(yàn)研究結(jié)果表明，隨著退火溫度升高或者退火時(shí)間延長(zhǎng)，中錳鋼中呂德斯應(yīng)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?jǐn)?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(shí)會(huì)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(dǎo)致較低的呂德斯應(yīng)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(rèn)為中錳鋼的屈服行為是由臨界退火過(guò)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(kuò)散到奧氏體中，鐵素體中可動(dòng)位錯(cuò)和間隙原子以及空位等缺陷的相互作用概率減小，最終導(dǎo)致呂德斯應(yīng)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(huì)發(fā)生.另外，退火溫度升高和退火時(shí)間延長(zhǎng)同樣會(huì)使得奧氏體晶粒變粗，C/Mn含量降低，機(jī)械穩(wěn)定性下降.因此，奧氏體穩(wěn)定性對(duì)呂德斯應(yīng)變的影響引起了廣泛關(guān)注.

1.2 奧氏體穩(wěn)定性對(duì)呂德斯應(yīng)變影響的研究

一些研究發(fā)現(xiàn)冷軋中錳鋼拉伸變形時(shí)在呂德斯帶前沿發(fā)生γ→α′相變并改變了呂德斯應(yīng)變，認(rèn)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(jìn)了呂德斯帶前沿的加工硬化，平衡了呂德斯帶傳播過(guò)程中由于斷面收縮造成的應(yīng)力集中，因此呂德斯前沿的奧氏體轉(zhuǎn)變量越多，呂德斯應(yīng)變?cè)叫?，如圖2所示.Ma等[19]通過(guò)調(diào)整奧氏體的穩(wěn)定性，使形變前期發(fā)生應(yīng)力誘導(dǎo)馬氏體相變轉(zhuǎn)變，提供可動(dòng)位錯(cuò)和加工硬化，從而使得中錳鋼表現(xiàn)為連續(xù)屈服.文獻(xiàn)[20]同樣報(bào)道了中錳鋼中呂德斯應(yīng)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(rèn)為，奧氏體相變轉(zhuǎn)變會(huì)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(yīng)變?cè)龃螅▓D3，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(shí)，Li等[22]發(fā)現(xiàn)，隨著拉伸前預(yù)變形量的增加，中錳鋼中鐵素體的位錯(cuò)密度和奧氏體的穩(wěn)定性不斷提高.卸載后再次拉伸時(shí)，呂德斯應(yīng)變降低，這說(shuō)明呂德斯應(yīng)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(duì)中錳鋼屈服行為的影響，發(fā)現(xiàn)晶粒細(xì)化和等軸組織不是形成呂德斯應(yīng)變的必要條件，呂德斯帶的形成機(jī)理是由γ→α′相變轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的加工硬化和由于TRIP效應(yīng)引起的軟化效應(yīng)（應(yīng)力松弛和應(yīng)力轉(zhuǎn)移）二者競(jìng)爭(zhēng)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(yīng)力-應(yīng)變曲線和變形過(guò)程中奧氏體體積分?jǐn)?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(yīng)力-應(yīng)變曲線（a），拉伸實(shí)驗(yàn)前后的奧氏體體積分?jǐn)?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(yīng)變之間關(guān)系的爭(zhēng)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(gè)同時(shí)發(fā)生的獨(dú)立過(guò)程，但是呂德斯前沿奧氏體向馬氏體相變轉(zhuǎn)變會(huì)提高可動(dòng)位錯(cuò)的增殖速率，加速呂德斯帶形核.雖然他們沒(méi)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(dòng)位錯(cuò)增殖是相關(guān)的.為了進(jìn)一步探究中錳鋼中呂德斯帶的形成機(jī)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(duì)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(shí)作為奧氏體不全位錯(cuò)的形核核心和鐵素體中完全位錯(cuò)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(dǎo)致位錯(cuò)的快速增殖；而晶粒尺寸和奧氏體穩(wěn)定性均通過(guò)可動(dòng)位錯(cuò)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(cuò)增殖速率越慢，呂德斯前沿的可動(dòng)位錯(cuò)越少，呂德斯應(yīng)變?cè)叫?；而?yīng)力和應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變不僅會(huì)提高呂德斯帶的傳播速率，降低呂德斯應(yīng)變，而且會(huì)影響其形核.例如當(dāng)奧氏體的穩(wěn)定性較低時(shí)，拉伸變形后會(huì)存在多個(gè)呂德斯帶形核位置；奧氏體穩(wěn)定性的進(jìn)一步降低會(huì)導(dǎo)致整個(gè)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(duì)于Mn含量較低的中錳鋼，奧氏體分?jǐn)?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(zhǎng)的屈服平臺(tái)[26].因此，該理論依然存在局限性.

1.3 組織形貌對(duì)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(shí)表現(xiàn)為連續(xù)屈服；而冷軋中錳鋼臨界退火時(shí)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(shí)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(yīng)變.Hu和Luo[27]研究了溫軋工藝對(duì)中錳鋼呂德斯應(yīng)變的影響規(guī)律.由于中錳鋼在溫軋過(guò)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(dǎo)致其在拉伸變形時(shí)表現(xiàn)為不連續(xù)屈服，但是呂德斯應(yīng)變量低于冷軋退火試樣.這說(shuō)明晶體形貌會(huì)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(cuò)密度較低，拉伸變形時(shí)發(fā)生優(yōu)先變形；而片層狀鐵素體中較高的位錯(cuò)密度使其和奧氏體的硬度相當(dāng)，導(dǎo)致拉伸變形時(shí)兩相同時(shí)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(guò)研究中錳鋼的微觀應(yīng)變配分行為發(fā)現(xiàn)，熱軋退火試樣拉伸變形時(shí)大部分應(yīng)變集中于片層狀?yuàn)W氏體或者其轉(zhuǎn)變成的新鮮馬氏體，因此會(huì)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(guò)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(rèn)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(dǎo)致連續(xù)屈服.然而，Sun等[25]則認(rèn)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(dòng)位錯(cuò)的有效形核位點(diǎn)，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(duì)屈服行為影響的研究主要集中于熱軋和冷軋?jiān)嚇又袏W氏體和鐵素體之間應(yīng)變配分，加工硬化和位錯(cuò)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(huì)導(dǎo)致晶體形貌的差異，而且會(huì)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(yīng)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(yīng)力-應(yīng)變曲線（b），沿拉伸方向呂德斯帶的形核和傳播（c），三點(diǎn)彎曲ECCI原位表征奧氏體/鐵素體相界面上的位錯(cuò)增殖過(guò)程（d），以及其相應(yīng)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(shí)各晶粒的應(yīng)變和奧氏體的轉(zhuǎn)變量，以及兩種試樣的應(yīng)力-應(yīng)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(shí)各相之間的應(yīng)變配分和拉伸力學(xué)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(yīng)變時(shí)各相之間的范式等效應(yīng)變分布圖；（f）工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；（g） 拉伸變形過(guò)程中回火馬氏體和殘余奧氏體或新鮮馬氏體之間的應(yīng)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(duì)中錳鋼呂德斯應(yīng)變影響的研究

關(guān)于變形溫度對(duì)呂德斯應(yīng)變影響的研究尚沒(méi)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(xué)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(yīng)變減??；而Wang和Huang[32]通過(guò)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(yīng)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(rèn)為位錯(cuò)滑移距離的增加是呂德斯應(yīng)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(jìn)一步確定形變溫度和呂德斯應(yīng)變之間的關(guān)系，需要以同一材料為研究對(duì)象，在更寬的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)研究.

2 中錳鋼中PLC效應(yīng)的研究進(jìn)展

PLC效應(yīng)是由動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效引起的，一般認(rèn)為是位錯(cuò)和間隙原子之間的相互作用.動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效是一個(gè)熱激活過(guò)程，與金屬材料的熔點(diǎn)相關(guān)，因此Al合金（熔點(diǎn)為933 K）在室溫下容易發(fā)生PLC效應(yīng)，而普碳鋼（熔點(diǎn)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(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效一般是由位錯(cuò)/層錯(cuò)和C-Mn原子對(duì)/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(dǎo)致位錯(cuò)和C原子發(fā)生作用時(shí)不需要溶質(zhì)原子進(jìn)行長(zhǎng)距離擴(kuò)散，只需要C原子在四面體間隙和八面體間隙之間進(jìn)行原子間距級(jí)的跳躍，故在室溫下就能發(fā)生PLC效應(yīng)[37].同樣，由于中錳鋼臨界退火后，元素配分導(dǎo)致奧氏體的成分和層錯(cuò)能與高錳TWIP鋼相似，因此室溫下也能夠發(fā)生PLC效應(yīng).Hu和Luo[26]研究0.1%C-5%Mn鋼的形變機(jī)制時(shí)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(yīng)力-應(yīng)變曲線展現(xiàn)出明顯的應(yīng)力鋸齒.當(dāng)奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后，應(yīng)力鋸齒隨之消失，這通過(guò)實(shí)驗(yàn)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(shí)還可能會(huì)發(fā)生不同相之間的應(yīng)變配分和γ→α′相變轉(zhuǎn)變，這些都會(huì)影響PLC帶的形核和傳播.

2.1 馬氏體相變轉(zhuǎn)變和PLC效應(yīng)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(shí)驗(yàn)方法研究了中錳鋼變形過(guò)程中的顯微組織演變.實(shí)驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，拉伸變形時(shí)PLC帶的形核和傳播導(dǎo)致應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變?cè)赑LC帶的前沿發(fā)生，因此拉伸試樣中間位置測(cè)得的奧氏的轉(zhuǎn)變量（體積分?jǐn)?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(guò)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(duì)PLC效應(yīng)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(yīng)才能夠發(fā)生；隨著奧氏體穩(wěn)定性的降低，促使PLC效應(yīng)發(fā)生的臨界應(yīng)變先降低后升高.Yang等[39]也發(fā)現(xiàn)了呂德斯前沿會(huì)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(huì)影響PLC帶的類(lèi)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(yīng)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(shí)不發(fā)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效；變形溫度提升至60 ℃時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線上出現(xiàn)顯著的應(yīng)力鋸齒；隨著變形溫度進(jìn)一步提升至100 ℃和140 ℃，奧氏體在更高的應(yīng)變下才能發(fā)生相變轉(zhuǎn)變，PLC效應(yīng)發(fā)生的臨界應(yīng)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(shí)驗(yàn)，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(shuō)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(shí)發(fā)生，他們之間的相互關(guān)系尚需進(jìn)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(yīng)力-應(yīng)變曲線（a）和變形時(shí)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(yīng)力-應(yīng)變曲線，呂德斯和PLC帶形核和傳播時(shí)應(yīng)變和熱量的變化（a），以及拉伸變形時(shí)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(duì)奧氏體鋼中PLC效應(yīng)影響的研究

目前關(guān)于合金元素對(duì)中錳鋼動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的影響鮮有報(bào)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(dāng)微合金元素能影響奧氏體動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效時(shí)，就可能影響中錳鋼P(yáng)LC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(dǎo)致Gr原子向位錯(cuò)擴(kuò)散的速率降低，推遲動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的發(fā)生.Bracke等[42]發(fā)現(xiàn)，C原子促進(jìn)Fe-22%Mn-（0.4～0.6%C）鋼中動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效（DSA）的發(fā)生，但是N原子會(huì)干擾C-Mn原子對(duì)等含C缺陷復(fù)合物的形成，導(dǎo)致DSA發(fā)生的臨界應(yīng)變提高.Lee等[43]研究了N對(duì)0.58%C-18%Mn鋼中發(fā)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效臨界應(yīng)變的影響，發(fā)現(xiàn)N的添加會(huì)提高奧氏體的層錯(cuò)能，進(jìn)而降低缺陷和層錯(cuò)之間的相互作用，使得DSA在更高的應(yīng)變下發(fā)生（圖9（a））.不添加N時(shí)，動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效發(fā)生的臨界應(yīng)變較低，PLC帶在拉伸試樣的一端標(biāo)距外形核，此時(shí)只能觀察到應(yīng)力的增加而檢測(cè)不出應(yīng)變的變化，當(dāng)PLC帶傳播至標(biāo)距范圍內(nèi)時(shí)，應(yīng)力驟然增加、應(yīng)力鋸齒波動(dòng)幅度變大，表現(xiàn)為A類(lèi)PLC帶；N的添加導(dǎo)致PLC帶形核的臨界應(yīng)變升高，此時(shí)試樣中間應(yīng)力集中最顯著，因此更多的PLC帶在標(biāo)距范圍內(nèi)形核，導(dǎo)致應(yīng)力鋸齒的振幅降低，PLC帶轉(zhuǎn)變?yōu)锽類(lèi)和C類(lèi)，如圖9（b），9（c）和9（d）所示.

Lee等[44]還研究了Cu對(duì)12%Mn-0.7%C-1%Al鋼P(yáng)LC效應(yīng)的影響，發(fā)現(xiàn)Cu和N的效果相似，同樣會(huì)推遲動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的發(fā)生和改變PLC帶的類(lèi)型.但有些研究認(rèn)為Cu對(duì)PLC帶的影響是由于形變機(jī)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(shí)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(huì)發(fā)生孿生；當(dāng)鋼中Cu含量增加至2%時(shí)，奧氏體拉伸變形時(shí)只發(fā)生孿生.由于形變機(jī)制的變化，導(dǎo)致應(yīng)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(yīng)貢獻(xiàn)了更高的加工硬化，其強(qiáng)化效果降低了應(yīng)力鋸齒的振幅；而且PLC帶前沿發(fā)生的馬氏體相變促進(jìn)了加工硬化，導(dǎo)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(guò)影響間隙原子和位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)影響動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)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(kuò)散速率，增加DSA的激活能，進(jìn)而抑制DSA的發(fā)生.另外，碳化物形成元素也會(huì)對(duì)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(yīng)的發(fā)生.

圖9 Fe-C-Mn和Fe-C-Mn-N鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線（a），（a）中藍(lán)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(yīng)力鋸齒類(lèi)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(diǎn)問(wèn)題和未來(lái)研究展望

3.1 尚未解決的焦點(diǎn)問(wèn)題

以上文獻(xiàn)調(diào)研結(jié)果表明，中錳鋼不連續(xù)屈服形成機(jī)理尚沒(méi)有統(tǒng)一的理論共識(shí)，但是近期研究結(jié)果偏向于認(rèn)為，較低可動(dòng)位錯(cuò)密度和較強(qiáng)位錯(cuò)增殖能力是造成中錳鋼不連續(xù)屈服和較長(zhǎng)屈服平臺(tái)的原因.然而，位錯(cuò)源是雙相界面還是馬氏體相變轉(zhuǎn)變提供的尚需要進(jìn)一步研究.目前，關(guān)于中錳鋼呂德斯應(yīng)變的研究中存在的相悖觀點(diǎn)概括如下.

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

（2）對(duì)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(dǎo)致位錯(cuò)的快速增殖.目前并沒(méi)有針對(duì)以上兩種情況都能適用的統(tǒng)一理論解釋?zhuān)藶橄乱浑A段研究目標(biāo).

（3）現(xiàn)有關(guān)于片層和等軸結(jié)構(gòu)分別導(dǎo)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(yīng)變配分、位錯(cuò)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(dǎo)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(shí)包含等軸和片層組織的實(shí)驗(yàn)樣品（如溫軋?jiān)嚇樱?，以找出晶體形貌影響呂德斯應(yīng)變的真正原因.

（4）由于中錳鋼不連續(xù)屈服現(xiàn)象尚沒(méi)有統(tǒng)一的理論解釋?zhuān)P(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(tái)的形成機(jī)理.因此現(xiàn)有關(guān)于中錳鋼P(yáng)LC效應(yīng)研究的報(bào)道相對(duì)較少.根據(jù)已有報(bào)道，目前可以確認(rèn)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(cuò)能會(huì)影響PLC帶形核的臨界應(yīng)變，但是中錳鋼中奧氏體層錯(cuò)能和機(jī)械穩(wěn)定性對(duì)PLC帶形核和傳播的影響規(guī)律尚需進(jìn)一步研究.

3.2 消除中錳鋼塑性失穩(wěn)的未來(lái)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(shí)導(dǎo)致強(qiáng)度或者塑性的變化.如調(diào)整奧氏體穩(wěn)定性可以實(shí)現(xiàn)不連續(xù)屈服向連續(xù)屈服的轉(zhuǎn)化，但是屈服強(qiáng)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(yīng)，但是樣品的屈服強(qiáng)度和加工硬化率也隨之降低.為了解決此問(wèn)題，本文預(yù)期未來(lái)在以下兩個(gè)方面開(kāi)展消除中錳鋼塑性失穩(wěn)現(xiàn)象的研究：

（1）創(chuàng)新成分設(shè)計(jì).文獻(xiàn)調(diào)研結(jié)果表明，高錳奧氏體TWIP鋼種通過(guò)添加Cu、N等影響奧氏體層錯(cuò)能的合金元素能夠提高應(yīng)力鋸齒的臨界應(yīng)變，改變PLC帶的類(lèi)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(shè)計(jì)思路，在材料設(shè)計(jì)階段就考慮添加能夠同時(shí)改變層錯(cuò)能并且提高奧氏體穩(wěn)定性的合金元素，以在保證力學(xué)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(diǎn)的合金元素易于在晶界偏聚，在均熱過(guò)程中鐵優(yōu)先于銅氧化導(dǎo)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(cuò)能但對(duì)表面質(zhì)量沒(méi)有影響的合金元素.這些都是未來(lái)需要研究的重要內(nèi)容.

（2）電脈沖處理.目前需要開(kāi)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(xué)性能的新型變形工藝.電脈沖加載作為一個(gè)瞬時(shí)高能量輸入的方法，已被廣泛應(yīng)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(yīng)用于冷軋硼鋼，顯著細(xì)化了原奧氏體晶粒和馬氏體板條厚度，抗拉強(qiáng)度和斷后延伸率同時(shí)達(dá)到2 GPa和24.6%，力學(xué)性能遠(yuǎn)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(yīng)和非熱效應(yīng)（電子風(fēng)力作用和電遷移效應(yīng)）能夠促進(jìn)位錯(cuò)在晶界上的攀移和加速原子擴(kuò)散，提高再結(jié)晶形核率和降低再結(jié)晶溫度，從而細(xì)化了組織[51-52].基于電脈沖對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和原子擴(kuò)散的作用，推測(cè)將其同步加載于拉伸變形的中錳鋼，將會(huì)影響呂德斯帶和PLC帶的形核和傳播.而且，我們的前期預(yù)研實(shí)驗(yàn)證明了電脈沖確實(shí)能夠同時(shí)降低呂德斯應(yīng)變和消除PLC效應(yīng)，且拉伸力學(xué)性能幾乎不發(fā)生變化.因此提出開(kāi)展關(guān)于同步加載電脈沖對(duì)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(zhǔn)則，為未來(lái)超高強(qiáng)高塑中錳鋼工業(yè)化變形工藝的設(shè)計(jì)提供理論指導(dǎo).