工程科学学报.第42卷.第1期：48-59.2020年1月 Chinese Journal of Engineering,Vol.42,No.1:48-59,January 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.05.004;http://cje.ustb.edu.cn 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 胡斌”，屠鑫)，王玉)，罗海文)区，毛新平2) 1)北京科技大学冶金与生态工程学院，北京1000832)北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室.北京100083 ☒通信作者.E-mail:luohaiwen@ustb.edu.cn 摘要中锰钢是近年来出现的新型钢铁材料，因为其优异的力学性能被认为是第三代汽车用钢，但是该钢的一个突出特点 就是在拉伸变形时会发生塑性失稳，导致材料结构稳定性减弱甚至在某些情况下过早失效，这已然成为限制中锰钢商业化使 用的关键问题.塑性失稳包括出现不连续屈服和屈服平台（吕德斯应变）以及流变应力锯齿(PLC效应).两者都受到成分、晶 粒形貌、退火工艺、组织构成等因素的影响，也均与拉伸变形过程中奥氏体相变转变存在或强或弱的相关性，使得这一塑性 失稳现象的机理更为复杂化.因而在近期各种观点迥异的理论解释也相继被提出.本文综述了相关研究中各种因素对吕德 斯应变和PLC效应的影响结果及相关理论解释，并着重指出了各理论解释的局限性及未来的研究思路.最后，基于现有研究 和预研实验对在保证中锰钢超高强度和优良塑性的前提下消除中锰钢塑性失稳现象的可行途径进行了展望. 关键词中锰钢：不连续屈服：流变应力锯齿：微合金化：电脉冲 分类号TG142.1 Recent progress and future research prospects on the plastic instability of medium-Mn steels:a review HU Bin.TU Xin,WANG Yu,LUO Hai-wen.MAO Xin-ping 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:luohaiwen@ustb.edu.cn ABSTRACT Lightweight materials are desired for energy saving and emission reduction of automobiles.A promising material for automobile parts is advanced high strength steel (AHSS).A recently developed material called medium-Mn steel,with excellent mechanical properties,has attracted increasing attention as the third-generation AHSS for automotive processing.However,medium-Mn steel is disadvantaged by plastic instability during tensile tests.This plastic instability is usually associated with localized and propagative bands on the material surface,which cause an unexpected surface roughening effect and premature failure in the most unfavorable cases.Therefore,plastic instability has severely impeded the commercialization of medium-Mn steels.The phenomenon manifests as discontinuous yielding followed by a yielding plateau (the Luders strain),along with flow stress serrations (the Portevin-Le Chatelier(PLC)effect).Both effects are influenced by the composition,annealing process,and microstructure (phase morphology and constituents)of the steel.Both effects are also correlated with the austenite-to-martensite transformation during deformation to a greater or lesser extent,which is rarely observed in metallic materials.Consequently,the mechanisms of both effects are complicated and explainable by diverse theories.This paper reviewed the current research results on the influences of various factors on the Luders strain and PLC effect,and discussed their corresponding mechanisms.This paper particularly emphasized the limitations of the existing theoretical explanations and proposed future researches to elucidate the existing disputes.Based on the current research and our 收稿日期：2019-09-05 基金项目：国家自然科学基金资助项目(U1460203.51831002,5186113530.51904028):中国科协青年人才托举资助项目(2018QNRC001): 中国博士后科学基金资助项目(2018M640063):中央高校基本科研业务费资助项目(06102146)
中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 胡 斌1)，屠 鑫1)，王 玉1)，罗海文1) 苣，毛新平2) 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 2) 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083 苣通信作者，E-mail：luohaiwen@ustb.edu.cn 摘 要 中锰钢是近年来出现的新型钢铁材料，因为其优异的力学性能被认为是第三代汽车用钢，但是该钢的一个突出特点 就是在拉伸变形时会发生塑性失稳，导致材料结构稳定性减弱甚至在某些情况下过早失效，这已然成为限制中锰钢商业化使 用的关键问题. 塑性失稳包括出现不连续屈服和屈服平台（吕德斯应变）以及流变应力锯齿（PLC 效应）. 两者都受到成分、晶 粒形貌、退火工艺、组织构成等因素的影响，也均与拉伸变形过程中 奥氏体相变转变存在或强或弱的相关性，使得这一塑性 失稳现象的机理更为复杂化，因而在近期各种观点迥异的理论解释也相继被提出. 本文综述了相关研究中各种因素对吕德 斯应变和 PLC 效应的影响结果及相关理论解释，并着重指出了各理论解释的局限性及未来的研究思路. 最后，基于现有研究 和预研实验对在保证中锰钢超高强度和优良塑性的前提下消除中锰钢塑性失稳现象的可行途径进行了展望. 关键词 中锰钢；不连续屈服；流变应力锯齿；微合金化；电脉冲 分类号 TG142.1 Recent progress and future research prospects on the plastic instability of medium-Mn steels: a review HU Bin1) ，TU Xin1) ，WANG Yu1) ，LUO Hai-wen1) 苣 ，MAO Xin-ping2) 1) School of Metallurgical and Ecological Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) State Key Laboratory of Advanced Metallurgy, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣 Corresponding author, E-mail: luohaiwen@ustb.edu.cn ABSTRACT Lightweight materials are desired for energy saving and emission reduction of automobiles. A promising material for automobile parts is advanced high strength steel (AHSS). A recently developed material called medium-Mn steel, with excellent mechanical properties, has attracted increasing attention as the third-generation AHSS for automotive processing. However, medium-Mn steel is disadvantaged by plastic instability during tensile tests. This plastic instability is usually associated with localized and propagative bands on the material surface, which cause an unexpected surface roughening effect and premature failure in the most unfavorable cases. Therefore, plastic instability has severely impeded the commercialization of medium-Mn steels. The phenomenon manifests as discontinuous yielding followed by a yielding plateau (the Lüders strain), along with flow stress serrations (the Portevin-Le Chatelier (PLC) effect). Both effects are influenced by the composition, annealing process, and microstructure (phase morphology and constituents) of the steel. Both effects are also correlated with the austenite-to-martensite transformation during deformation to a greater or lesser extent, which is rarely observed in metallic materials. Consequently, the mechanisms of both effects are complicated and explainable by diverse theories. This paper reviewed the current research results on the influences of various factors on the Lüders strain and PLC effect, and discussed their corresponding mechanisms. This paper particularly emphasized the limitations of the existing theoretical explanations and proposed future researches to elucidate the existing disputes. Based on the current research and our 收稿日期: 2019−09−05 基金项目: 国家自然科学基金资助项目（U1460203，51831002，5186113530，51904028）；中国科协青年人才托举资助项目（2018QNRC001）； 中国博士后科学基金资助项目（2018M640063）；中央高校基本科研业务费资助项目（06102146） 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期：48−59，2020 年 1 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 42, No. 1: 48−59, January 2020 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.09.05.004; http://cje.ustb.edu.cn
胡斌等：中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 49· preliminary experiment,this paper finally suggested ways of eliminating the plastic instability of medium-Mn steel,while guaranteeing ultrahigh strength,and excellent ductility.These improvements will drive the future development of this field. KEY WORDS medium Mn steel;discontinuous yielding;Portevin-Le Chatelier(PLC)effect;micro alloying;electric plus 目前汽车行业面临的主要问题包括燃油效率 型，它们在拉伸曲线上对应不同形式的应力锯齿- 问题、温室气体排放问题和汽车碰撞安全性问题 局部塑性变形不稳定性会使材料表面产生条带状 汽车生产过程中大量使用先进高强钢，实现汽车 皱褶，导致材料结构稳定性减弱甚至在某些情况 的轻量化是同时解决以上问题的有效途径.截至 下过早失效，这成为限制中锰钢商业化推广的关 目前，先进高强钢已经历三代的发展.第一代先进 键问题.因此，关于中锰钢局部塑性变形不稳定现 高强钢属于低合金钢，具有600MPa以上的抗拉 象的研究已然成为热点性前沿课题，引起了各国 强度，但是较低的延伸率限制了其在复杂冲压部 材料科学家的广泛关注 件的应用.第二代先进高强钢属于高合金钢，具有 1关于中锰钢不连续屈服行为的研究 优良的综合力学性能，但是较高的合金含量和制 造成本限制了此类钢种的工业化推广应用.第三 在单相合金中，一般认为不连续屈服是由于 代先进高强钢是指力学性能明显优于第一代，而 位错与间隙或者代位原子之间的钉扎和脱钉作用 合金含量显著低于第二代的新一代先进高强钢 (柯氏气团)引起的0-川位错脱钉的作用力远大 目前正在研发的第三代先进高强钢包括轻质 于使位错发生滑移的力，因此脱钉时应力骤然降 (lightweight)钢，Q&P(quenching and partitioning)钢 低并且发生快速塑性变形.然而，柯氏气团效应并 和中锰钢(Mn质量分数：5%~10%)-其中，中 不能解释所有的不连续屈服行为.例如，Akama等21 锰钢以其优良的综合力学性能和较低的合金成本 近期研究发现，无间隙原子铁素体钢中N在晶界 受到全世界材料科学家的关注.例如，Shi等通 偏聚会造成晶界强化，导致不连续屈服现象的发 过长时间退火工艺开发出了强塑积达到30GPa% 生.Hahn!和Johnston提出了另外一种位错增 的0.2C-5%Mn钢，满足了第三代先进高强钢综 殖理论解释不连续屈服行为.他们认为如果材料 合力学性能的要求.Hu等在5Mn钢的基础上， 变形前存在少量可动位错，并且达到上屈服点后 同时提高Mn和A1含量开发出了7%Mn-2.5%A1和 位错快速增殖会导致不连续屈服现象.因此，不连 9%Mn-2.5%A1钢，它们经过高温短时间退火后强塑 续屈服现象的发生需要以下三个因素：(1)初始状 积就能够达到30~60GPa%.Lee和De Cooman! 态较低的可动位错密度：(2)载荷作用下较快的位 TRIP(transformation induced plasticity)+TWIP 错增殖速率；(3)位错滑移速率随应力变化不敏 (twinning induced plasticity)的设计思路，通过优化 感.以上两种基于单相合金得出的理论为中锰钢 中锰钢中的合金成分，开发出了10%Mn-0.3%C- 不连续屈服现象的研究提供了依据.然而，不同于 3%A1-2%Si钢，其抗拉强度和断后延伸率同时达 单相合金，中锰钢是由铁素体、马氏体和残余奥氏 到1200MPa和65%.为了进一步提高中锰钢的强 体等多相组织构成，拉伸变形时会发生不同相之 度，H等6在具有优良塑性的中锰钢中添加微合 间的动态应变配分，Y→α'相变转变，位错增殖，李 金元素开发出了1OMn-V钢，并且采用D&P 生，这些都可能影响吕德斯带的形核和传播，因此 (deformation and partition)工艺将屈服强度和均匀 情况变得更加复杂.现有关于中锰钢不连续屈服 延伸率提高至2.2GPa和16%.因此，中锰钢具有 行为的研究主要集中于退火工艺、显微组织和变 很大的力学性能潜力，如果实现工业化应用，将有 形条件三个方面 助于推动我国汽车轻量化的进程. 11退火工艺对吕德斯应变影响的研究 然而实验研究表明，中锰钢在变形过程中经 实验研究结果表明，随着退火温度升高或者 常发生塑性不稳定现象，在局部变形带上主要表 退火时间延长，中锰钢中吕德斯应变不断降低，最 现为两种形式，吕德斯带和PLC(Portevin-Le 终转变为连续屈服，如图1所示.在残余奥氏体分 Chatelier)带.吕德斯带是指屈服点下降开始时发 数较低的中锰钢中，铁素体优先发生屈服，决定钢 生局部变形的区域，在传播过程对应于工程应力- 的屈服行为.Emadoddin等l将TRIP钢中的此现 应变曲线上的屈服平台；PLC带代表的是各种不 象归因于高温临界退火时会生成更多C含量较高 规则不均匀变形带，通常被分为A、B和C三种类 的残余奥氏体，使得贝氏体铁素体中的C含量更
preliminary experiment, this paper finally suggested ways of eliminating the plastic instability of medium-Mn steel, while guaranteeing ultrahigh strength, and excellent ductility. These improvements will drive the future development of this field. KEY WORDS medium Mn steel；discontinuous yielding；Portevin-Le Chatelier (PLC) effect；micro alloying；electric plus 目前汽车行业面临的主要问题包括燃油效率 问题、温室气体排放问题和汽车碰撞安全性问题. 汽车生产过程中大量使用先进高强钢，实现汽车 的轻量化是同时解决以上问题的有效途径. 截至 目前，先进高强钢已经历三代的发展. 第一代先进 高强钢属于低合金钢，具有 600 MPa 以上的抗拉 强度，但是较低的延伸率限制了其在复杂冲压部 件的应用. 第二代先进高强钢属于高合金钢，具有 优良的综合力学性能，但是较高的合金含量和制 造成本限制了此类钢种的工业化推广应用. 第三 代先进高强钢是指力学性能明显优于第一代，而 合金含量显著低于第二代的新一代先进高强钢. 目前正在研发的第三代先进高强钢包括轻质 （lightweight）钢，Q&P（quenching and partitioning）钢 和中锰钢（Mn 质量分数：5%～10%） [1−2] . 其中，中 锰钢以其优良的综合力学性能和较低的合金成本 受到全世界材料科学家的关注. 例如，Shi 等[3] 通 过长时间退火工艺开发出了强塑积达到 30 GPa·% 的 0.2%C−5%Mn 钢，满足了第三代先进高强钢综 合力学性能的要求. Hu 等[4] 在 5Mn 钢的基础上， 同时提高 Mn 和 Al 含量开发出了 7%Mn−2.5%Al 和 9%Mn−2.5%Al 钢，它们经过高温短时间退火后强塑 积就能够达到 30～60 GPa·%. Lee 和 De Cooman[5] 采用 TRIP（ transformation induced plasticity） +TWIP （twinning induced plasticity）的设计思路，通过优化 中锰钢中的合金成分，开发出了 10%Mn−0.3%C− 3%Al−2%Si 钢，其抗拉强度和断后延伸率同时达 到 1200 MPa 和 65%. 为了进一步提高中锰钢的强 度，He 等[6] 在具有优良塑性的中锰钢中添加微合 金 元 素 开 发 出 了 10Mn−V 钢 ， 并 且 采 用 D&P （deformation and partition）工艺将屈服强度和均匀 延伸率提高至 2.2 GPa 和 16%. 因此，中锰钢具有 很大的力学性能潜力，如果实现工业化应用，将有 助于推动我国汽车轻量化的进程. 然而实验研究表明，中锰钢在变形过程中经 常发生塑性不稳定现象，在局部变形带上主要表 现 为 两 种 形 式 ， 吕 德 斯 带 和 PLC（ Portevin-Le Châtelier）带. 吕德斯带是指屈服点下降开始时发 生局部变形的区域，在传播过程对应于工程应力‒ 应变曲线上的屈服平台；PLC 带代表的是各种不 规则不均匀变形带，通常被分为 A、B 和 C 三种类 型，它们在拉伸曲线上对应不同形式的应力锯齿[7–9] . 局部塑性变形不稳定性会使材料表面产生条带状 皱褶，导致材料结构稳定性减弱甚至在某些情况 下过早失效，这成为限制中锰钢商业化推广的关 键问题. 因此，关于中锰钢局部塑性变形不稳定现 象的研究已然成为热点性前沿课题，引起了各国 材料科学家的广泛关注. 1 关于中锰钢不连续屈服行为的研究 在单相合金中，一般认为不连续屈服是由于 位错与间隙或者代位原子之间的钉扎和脱钉作用 （柯氏气团）引起的[10–11] . 位错脱钉的作用力远大 于使位错发生滑移的力，因此脱钉时应力骤然降 低并且发生快速塑性变形. 然而，柯氏气团效应并 不能解释所有的不连续屈服行为. 例如，Akama 等[12] 近期研究发现，无间隙原子铁素体钢中 Ni 在晶界 偏聚会造成晶界强化，导致不连续屈服现象的发 生. Hahn[13] 和 Johnston[14] 提出了另外一种位错增 殖理论解释不连续屈服行为. 他们认为如果材料 变形前存在少量可动位错，并且达到上屈服点后 位错快速增殖会导致不连续屈服现象. 因此，不连 续屈服现象的发生需要以下三个因素：（1）初始状 态较低的可动位错密度；（2）载荷作用下较快的位 错增殖速率；（3）位错滑移速率随应力变化不敏 感. 以上两种基于单相合金得出的理论为中锰钢 不连续屈服现象的研究提供了依据. 然而，不同于 单相合金，中锰钢是由铁素体、马氏体和残余奥氏 体等多相组织构成，拉伸变形时会发生不同相之 间的动态应变配分，γ→α′相变转变，位错增殖，孪 生，这些都可能影响吕德斯带的形核和传播，因此 情况变得更加复杂. 现有关于中锰钢不连续屈服 行为的研究主要集中于退火工艺、显微组织和变 形条件三个方面. 1.1 退火工艺对吕德斯应变影响的研究 实验研究结果表明，随着退火温度升高或者 退火时间延长，中锰钢中吕德斯应变不断降低，最 终转变为连续屈服，如图 1 所示. 在残余奥氏体分 数较低的中锰钢中，铁素体优先发生屈服，决定钢 的屈服行为. Emadoddin 等[15] 将 TRIP 钢中的此现 象归因于高温临界退火时会生成更多 C 含量较高 的残余奥氏体，使得贝氏体铁素体中的 C 含量更 胡 斌等： 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 · 49 ·
50 工程科学学报，第42卷，第1期 1200 900 (a) 690℃ (b) 690℃ 1000 800 650元 635℃ 800 670℃ 700 670℃ 600 635℃ 650℃ 400 马氏体 冷轧 60 氏体冷轧 635℃ 635℃ 200 650℃ 500 650℃ 670℃- 670℃ 690℃ 690℃= ■国 0 400 0 0.1 0.2 0.3 0 0.02 0.040.060.080.10 工程应变 工程应变 1200 (c) 690℃ (d) 1000 900 690℃ 800 670℃ 650℃ 650℃ 600 700 670℃ 400 马氏体 冷轧 600 马氏体 冷轧 650℃ 650℃- 200 670℃ 。■■ 670℃- 。a■ 690℃- 500 690℃- 0 0 0.1 02 0.3 0.4 0.02 0.040.06 0.080.10 工程应变 工程应变 图1马氏体和冷轧板初始组织在不同温度临界退火后的应力-应变曲线.(a)0.1%C-5%Mn钢：(b)图(a)屈服平台放大图：(c) 0.29%C-5%Mn钢：(d)图(C)屈服平台放大图s Fig.I 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%C5%Mn steel;(d)the magnification views of the yield plateau in(c 低，导致较低的吕德斯应变.然而，中锰钢中除了 中，因此吕德斯前沿的奥氏体转变量越多，吕德斯 铁素体和残余奥氏体以外还存在马氏体.因此， 应变越小，如图2所示.Ma等9例通过调整奥氏体 Luo等认为中锰钢的屈服行为是由临界退火过 的稳定性，使形变前期发生应力诱导马氏体相变 程中铁素体和奥氏体之间的元素配分决定的，随 转变，提供可动位错和加工硬化，从而使得中锰钢 着退火温度升高，铁素体中更多的C原子扩散到 表现为连续屈服.文献[20]同样报道了中锰钢中 奥氏体中，铁素体中可动位错和间隙原子以及空 吕德斯应变随着奥氏体稳定性降低而变小的规律 位等缺陷的相互作用概率减小，最终导致吕德斯 然而，也存在一些完全不同的研究结果 应变降低.然而，一些研究表明，中锰钢中奥氏 Zhang等2l认为，奥氏体相变转变会提高局部变 体优先变形的情况下，不连续屈服现象仍然会发 形区域的加工硬化，从而使得不均匀变形带由较 生.另外，退火温度升高和退火时间延长同样会使 硬的变形区域向较软的未变形区域传播，使得吕 得奥氏体晶粒变粗，CM含量降低，机械稳定性 德斯应变增大（图3，图中IA650和IA665分别代 下降.因此，奥氏体稳定性对吕德斯应变的影响引 表研究钢种在650℃和665℃退火10min的样 起了广泛关注 品).同时，Li等四发现，随着拉伸前预变形量的 12奥氏体稳定性对吕德斯应变影响的研究 增加，中锰钢中铁素体的位错密度和奥氏体的稳 一些研究发现冷轧中锰钢拉伸变形时在吕德 定性不断提高.卸载后再次拉伸时，吕德斯应变降 斯带前沿发生Y一→'相变并改变了吕德斯应变，认 低，这说明吕德斯应变随奥氏体稳定性增加而降 为吕德斯带的形核、传播与奥氏体相变转变相关 低.另外，Cai等2到研究了不同显微组织对中锰钢 例如，Ryu等I发现，中锰钢在拉伸变形中Y→a' 屈服行为的影响，发现晶粒细化和等轴组织不是 相变促进了吕德斯带前沿的加工硬化，平衡了吕 形成吕德斯应变的必要条件，吕德斯带的形成机 德斯带传播过程中由于断面收缩造成的应力集 理是由Y一→α'相变转变产生的加工硬化和由于
低，导致较低的吕德斯应变. 然而，中锰钢中除了 铁素体和残余奥氏体以外还存在马氏体. 因此， Luo 等[16] 认为中锰钢的屈服行为是由临界退火过 程中铁素体和奥氏体之间的元素配分决定的，随 着退火温度升高，铁素体中更多的 C 原子扩散到 奥氏体中，铁素体中可动位错和间隙原子以及空 位等缺陷的相互作用概率减小，最终导致吕德斯 应变降低. 然而，一些研究表明[17] ，中锰钢中奥氏 体优先变形的情况下，不连续屈服现象仍然会发 生. 另外，退火温度升高和退火时间延长同样会使 得奥氏体晶粒变粗，C/Mn 含量降低，机械稳定性 下降. 因此，奥氏体稳定性对吕德斯应变的影响引 起了广泛关注. 1.2 奥氏体稳定性对吕德斯应变影响的研究 一些研究发现冷轧中锰钢拉伸变形时在吕德 斯带前沿发生 γ→α′相变并改变了吕德斯应变，认 为吕德斯带的形核、传播与奥氏体相变转变相关. 例如，Ryu 等[18] 发现，中锰钢在拉伸变形中 γ→α′ 相变促进了吕德斯带前沿的加工硬化，平衡了吕 德斯带传播过程中由于断面收缩造成的应力集 中，因此吕德斯前沿的奥氏体转变量越多，吕德斯 应变越小，如图 2 所示. Ma 等[19] 通过调整奥氏体 的稳定性，使形变前期发生应力诱导马氏体相变 转变，提供可动位错和加工硬化，从而使得中锰钢 表现为连续屈服. 文献 [20] 同样报道了中锰钢中 吕德斯应变随着奥氏体稳定性降低而变小的规律. 然而 ，也存在一些完全不同的研究结果 . Zhang 等[21] 认为，奥氏体相变转变会提高局部变 形区域的加工硬化，从而使得不均匀变形带由较 硬的变形区域向较软的未变形区域传播，使得吕 德斯应变增大（图 3，图中 IA650 和 IA665 分别代 表研究钢种在 650 ℃ 和 665 ℃ 退火 10 min 的样 品）. 同时，Li 等[22] 发现，随着拉伸前预变形量的 增加，中锰钢中铁素体的位错密度和奥氏体的稳 定性不断提高. 卸载后再次拉伸时，吕德斯应变降 低，这说明吕德斯应变随奥氏体稳定性增加而降 低. 另外，Cai 等[23] 研究了不同显微组织对中锰钢 屈服行为的影响，发现晶粒细化和等轴组织不是 形成吕德斯应变的必要条件，吕德斯带的形成机 理 是 由 γ→α ′ 相变转变产生的加工硬化和由 于 (a) 1200 1000 800 600 400 0 200 0 0.3 0.2 690 ℃ 690 ℃ 635 ℃ 635 ℃ 650 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 670 ℃ 0.1 工程应变 马氏体 冷轧 690 ℃ 635 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 工程应力 马氏体 冷轧 /MPa (b) 900 800 700 600 500 400 0 0.10 0.04 0.06 0.08 690 ℃ 650 ℃ 635 ℃ 670 ℃ 0.02 工程应变 工程应力/MPa (c) 1200 1000 800 600 400 0 200 0 0.3 0.4 0.2 690 ℃ 690 ℃ 650 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 670 ℃ 0.1 工程应变 马氏体 冷轧 690 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 工程应力 马氏体 冷轧 /MPa (d) 900 800 700 600 500 0 0.04 0.06 0.08 0.10 690 ℃ 650 ℃ 670 ℃ 0.02 工程应变 工程应力/MPa 图 1 马氏体和冷轧板初始组织在不同温度临界退火后的应力‒应变曲线.（ a） 0.1%C−5%Mn 钢 ； （ b） 图 (a) 屈服平台放大图 ； （ c） 0.2%C−5%Mn 钢；（d） 图 (c) 屈服平台放大图[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] · 50 · 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期
胡斌等：中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 51· 1000 5 1000 (a) (b) ~10 MPa 800 20 800 工程应力 ~50 MPa 20 工程应力 10.7% am 600 15 600 4.4% 奥氏体体积分数 400 10 400 奥氏体体积分数 200 200 鲁内部 …■…内部 …●一外部 ◆ …●…外部 0 0 0 5 10 15 20 25 30 0 10 15 20 25 30 工程应变% 工程应变% 图2Fe-0.055%C-5.6%Mn-0.49%Si-2.2%A1钢冷轧板在不同制度退火后的工程应力-应变曲线和变形过程中奥氏体体积分数的变化.(a)700℃ 退火10min:(b)740℃退火10min 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.%Mn-0.49%S-2.2%Al steel after annealing at various temperatures:(a)annealed at 700 C for 10 min;(b)annealed at 740C for 10 min 1400 (a) 典氏体转变层% 1200 70 30 46.74 800 600 400 20 200 0 0 0.20.3 0.4 0.5 LA650 IA665 工程应变% 样品编号 (C) 变形带扫过区域的奥氏体转变量 变形带末扫过区域的奥氏体转 (体积分数：42% 变量（体积分数）：6% 形变奥氏体 等轴奥氏体 等轴铁素休 形变铁素体 吕德斯带 其应变=19.32% 图3Fe-7.5%Mn-1.5%A-0.2死C钢冷轧板在650℃和665℃退火后的拉伸应力-应变曲线(a),拉伸实验前后的奥氏体体积分数(b),以及吕德 斯带传播前后奥氏体的转变量(c)四 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 C and 665 C (a),the volume fraction of austenite before and after tensile deformation(b),and the volume fraction of austenite transformed before and after swept by Luders band (c) TRIP效应引起的软化效应（应力松弛和应力转移） 但是吕德斯前沿奥氏体向马氏体相变转变会提高 二者竞争共同决定的 可动位错的增殖速率，加速吕德斯带形核.虽然他 由于奥氏体稳定性和吕德斯应变之间关系的 们没有明确指明中锰钢不连续屈服现象的形成原 争议性，Wang等P采用高速数字图像相关技术并 因，但是已经证明此现象和可动位错增殖是相关 结合显微组织表征，研究了马氏体相变转变和吕 的.为了进一步探究中锰钢中吕德斯带的形成机 德斯带形核之间的关系.研究表明，马氏体相变转 理，Sun等2采用一系列从宏观到微观尺度的原 变和吕德斯带形核是两个同时发生的独立过程， 位组织表征技术，探究了冷轧中锰钢相对于其他
TRIP 效应引起的软化效应（应力松弛和应力转移） 二者竞争共同决定的. 由于奥氏体稳定性和吕德斯应变之间关系的 争议性，Wang 等[24] 采用高速数字图像相关技术并 结合显微组织表征，研究了马氏体相变转变和吕 德斯带形核之间的关系. 研究表明，马氏体相变转 变和吕德斯带形核是两个同时发生的独立过程， 但是吕德斯前沿奥氏体向马氏体相变转变会提高 可动位错的增殖速率，加速吕德斯带形核. 虽然他 们没有明确指明中锰钢不连续屈服现象的形成原 因，但是已经证明此现象和可动位错增殖是相关 的. 为了进一步探究中锰钢中吕德斯带的形成机 理 ，Sun 等[25] 采用一系列从宏观到微观尺度的原 位组织表征技术，探究了冷轧中锰钢相对于其他 (a) ～10 MPa 1000 800 600 400 0 200 25 20 15 10 0 5 0 25 30 10 15 20 10.7% 5 工程应变/% 奥氏体体积分数 奥氏体体积分数/% 内部 外部 工程应力/MPa 工程应力 (b) ～50 MPa 1000 800 600 400 0 200 25 20 15 10 0 5 0 25 10 15 20 30 4.4% 5 工程应变/% 奥氏体体积分数 奥氏体体积分数/% 内部 外部 工程应力/MPa 工程应力 图 2 Fe−0.055%C−5.6%Mn−0.49%Si−2.2%Al 钢冷轧板在不同制度退火后的工程应力−应变曲线和变形过程中奥氏体体积分数的变化. （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] (a) (c) 1400 1000 800 600 400 0 200 1200 0 0.2 0.3 0.4 0.5 LA650 ND RD ND RD 1 μm 1 μm 1 μm LA665 0.1 工程应变/% IA650: 650 ℃退火10 min IA665: 665 ℃退火10 min 工程应力/MPa (b) 80 60 50 40 30 0 20 10 70 IA650 IA665 样品编号 拉伸变形前 拉伸变形后 IA650 IA665 奥氏体体积分数/% 样品 2.70 46.74 奥氏体转变量/% 形变奥氏体 形变铁素体 吕德斯带 变形带扫过区域的奥氏体转变量 (体积分数): 42% 真应变=19.32% 1 μm 等轴奥氏体 等轴铁素体 变形带未扫过区域的奥氏体转 变量(体积分数): 6% 图 3 Fe−7.5%Mn−1.5%Al−0.2%C 钢冷轧板在 650 ℃ 和 665 ℃ 退火后的拉伸应力−应变曲线（a），拉伸实验前后的奥氏体体积分数（b），以及吕德 斯带传播前后奥氏体的转变量（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] 胡 斌等： 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 · 51 ·
52 工程科学学报，第42卷.第1期 金属材料更容易发生吕德斯变形的原因.研究发 的影响规律.由于中锰钢在温轧过程发生部分再 现，中锰钢中奥氏体和铁素体相界面能够同时作 结晶，因此退火组织中既包括等轴双相结构也包 为奥氏体不全位错的形核核心和铁素体中完全位 括片层双相结构.结果导致其在拉伸变形时表现 错的形核核心（图4）.因此，他们将中锰钢的不连 为不连续屈服，但是吕德斯应变量低于冷轧退火 续屈服归因于较多的奥氏体铁素体相界面导致位 试样.这说明晶体形貌会显著影响中锰钢的屈服 错的快速增殖；而晶粒尺寸和奥氏体稳定性均通 行为.Han等21将此归因于等轴铁素体中位错密 过可动位错的增殖和局部加工硬化影响吕德斯带 度较低，拉伸变形时发生优先变形：而片层状铁素 的形核和传播.其中，晶粒尺寸越大，位错增殖速 体中较高的位错密度使其和奥氏体的硬度相当， 率越慢，吕德斯前沿的可动位错越少，吕德斯应变 导致拉伸变形时两相同时变形，如图5所示（图中 越小；而应力和应变诱导马氏体相变不仅会提高 G和L,YG和Y,以及a'esh分别代表等轴和片层 吕德斯带的传播速率，降低吕德斯应变，而且会影 铁素体，等轴和片层奥氏体，以及新鲜马氏体)：然 响其形核.例如当奥氏体的稳定性较低时，拉伸变 而，Duta等通过研究中锰钢的微观应变配分行 形后会存在多个吕德斯带形核位置：奥氏体稳定 为发现，热轧退火试样拉伸变形时大部分应变集 性的进一步降低会导致整个试样范围内发生奥氏 中于片层状奥氏体或者其转变成的新鲜马氏体， 体向马氏体相变转变，从而使研究钢种转变为连 因此会发生优先变形（图6，图中YR和a'emp分别 续屈服.然而，对于Mn含量较低的中锰钢，奥氏 代表残余奥氏体和回火马氏体).他们提出通过控 体分数低，铁素体/奥氏体相界面少，但往往也表现 制冷轧中锰钢的再结晶程度或者奥氏体稳定性使 为不连续屈服和较长的屈服平台2因此，该理论 奥氏体优先发生变形有助于消除不连续屈服 依然存在局限性 Steineder等o则认为片层结构相比于等轴结构具 1.3 组织形貌对中锰钢屈服行为的研究 有较高的加工硬化能力，提供形变前期的加工硬 热轧中锰钢临界退火后是片层状的铁素 化导致连续屈服.然而，Sun等2则认为等轴组织 体+奥氏体双相组织，拉伸变形时表现为连续屈 相比于片层组织能够提供更多的相界面和可动位 服；而冷轧中锰钢临界退火时首先再结晶成等轴 错的有效形核位点，因此表现为不连续屈服 铁素体晶粒，然后部分逆相变为等轴奥氏体晶粒， 需要注意的是现有关于片层和等轴结构对屈 淬火至室温后，若不发生马氏体相变则组织由等 服行为影响的研究主要集中于热轧和冷轧试样中 轴铁素体和奥氏体晶粒组成，变形时表现为不连 奥氏体和铁素体之间应变配分，加工硬化和位错 续屈服，且往往展现出大于5%的吕德斯应变 增殖速率的差异.然而，所研究材料的不同热处理 Hu和Luo27研究了温轧工艺对中锰钢吕德斯应变 和变形工艺不仅会导致晶体形貌的差异，而且会 a b) (c) 1400 昌德斯带形核和传描 1200 不连续相慰 1000 800 800 700 600 400 s00 400 c35%(面积分数 200 下65%（面积分数） 1015 20253035 (d) 程% e 原位弯曲ECC 变形 示意图 未变形 DI D2 D3 D3SFs(D2) 11 0 200m 图4Fe-O.2%C-10.2%Mn-2.8%A-1%Si钢冷轧板退火后显微组织的电子背散射衍射(EBSD)相分布图(a),拉伸应力-应变曲线(b),沿拉伸方 向吕德斯带的形核和传播(c),三点弯曲ECCI原位表征奥氏体/铁素体相界面上的位错增殖过程(d),以及其相应的示意图(e)P四 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 Luders band (c),multiplication of dislocation on austenite/ferrite interfaces examined by nsitu three-point bending ECCI(d),and the corresponding sketch map (e)
金属材料更容易发生吕德斯变形的原因. 研究发 现，中锰钢中奥氏体和铁素体相界面能够同时作 为奥氏体不全位错的形核核心和铁素体中完全位 错的形核核心（图 4）. 因此，他们将中锰钢的不连 续屈服归因于较多的奥氏体/铁素体相界面导致位 错的快速增殖；而晶粒尺寸和奥氏体稳定性均通 过可动位错的增殖和局部加工硬化影响吕德斯带 的形核和传播. 其中，晶粒尺寸越大，位错增殖速 率越慢，吕德斯前沿的可动位错越少，吕德斯应变 越小；而应力和应变诱导马氏体相变不仅会提高 吕德斯带的传播速率，降低吕德斯应变，而且会影 响其形核. 例如当奥氏体的稳定性较低时，拉伸变 形后会存在多个吕德斯带形核位置；奥氏体稳定 性的进一步降低会导致整个试样范围内发生奥氏 体向马氏体相变转变，从而使研究钢种转变为连 续屈服. 然而，对于 Mn 含量较低的中锰钢，奥氏 体分数低，铁素体/奥氏体相界面少，但往往也表现 为不连续屈服和较长的屈服平台[26] . 因此，该理论 依然存在局限性. 1.3 组织形貌对中锰钢屈服行为的研究 热轧中锰钢临界退火后是片层状的铁素 体+奥氏体双相组织，拉伸变形时表现为连续屈 服；而冷轧中锰钢临界退火时首先再结晶成等轴 铁素体晶粒，然后部分逆相变为等轴奥氏体晶粒， 淬火至室温后，若不发生马氏体相变则组织由等 轴铁素体和奥氏体晶粒组成，变形时表现为不连 续屈服 ，且往往展现出大于 5% 的吕德斯应变. Hu 和 Luo[27] 研究了温轧工艺对中锰钢吕德斯应变 的影响规律. 由于中锰钢在温轧过程发生部分再 结晶，因此退火组织中既包括等轴双相结构也包 括片层双相结构. 结果导致其在拉伸变形时表现 为不连续屈服，但是吕德斯应变量低于冷轧退火 试样. 这说明晶体形貌会显著影响中锰钢的屈服 行为. Han 等[28] 将此归因于等轴铁素体中位错密 度较低，拉伸变形时发生优先变形；而片层状铁素 体中较高的位错密度使其和奥氏体的硬度相当， 导致拉伸变形时两相同时变形，如图 5 所示 (图中 αG 和 αL，γG 和 γL，以及 α′fresh 分别代表等轴和片层 铁素体，等轴和片层奥氏体，以及新鲜马氏体)；然 而，Dutta 等[29] 通过研究中锰钢的微观应变配分行 为发现，热轧退火试样拉伸变形时大部分应变集 中于片层状奥氏体或者其转变成的新鲜马氏体， 因此会发生优先变形（图 6，图中 γR 和 α′temp 分别 代表残余奥氏体和回火马氏体）. 他们提出通过控 制冷轧中锰钢的再结晶程度或者奥氏体稳定性使 奥氏体优先发生变形有助于消除不连续屈服. Steineder 等[30] 则认为片层结构相比于等轴结构具 有较高的加工硬化能力，提供形变前期的加工硬 化导致连续屈服. 然而，Sun 等[25] 则认为等轴组织 相比于片层组织能够提供更多的相界面和可动位 错的有效形核位点，因此表现为不连续屈服. 需要注意的是现有关于片层和等轴结构对屈 服行为影响的研究主要集中于热轧和冷轧试样中 奥氏体和铁素体之间应变配分，加工硬化和位错 增殖速率的差异. 然而，所研究材料的不同热处理 和变形工艺不仅会导致晶体形貌的差异，而且会 (b) (c) (d) (e) 吕德斯带形核和传播 (a) α: 35% (面积分数) γ: 65% (面积分数) 1400 1000 800 600 400 0 200 1200 0 5 10 15 20 25 30 35 3 μm 工程应变/% 原位弯曲ECCI 变形 示意图 未变形 层错 D1 D2 D3 D4 γ γ α α α (D2) D3SFs (D2) D3 D4 α {111} {111} {111} 200 nm 位错 不连续屈服 工程应力/MPa 800 600 700 400 500 3000 5 60 30 0 21 3 4 工程应变/% 应变/% 工程应力/MPa 图 4 Fe−0.2%C−10.2%Mn−2.8%Al−1%Si 钢冷轧板退火后显微组织的电子背散射衍射（EBSD）相分布图（a），拉伸应力−应变曲线（b），沿拉伸方 向吕德斯带的形核和传播（c），三点弯曲 ECCI 原位表征奥氏体/铁素体相界面上的位错增殖过程（d），以及其相应的示意图（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] · 52 · 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期
胡斌等：中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 53 25 25 (a) 吕德斯应变 (b) 40 热轧试样：片层结构 40 20 冷轧试样：等轴结构 30 30 15 奥氏体分数 15 +ea应变 20 a应变 10 a应变 5 10 奥氏体分数 应变 0位 0 10 20 0.5 10 20 工程应变% 工程应变% 1400 40 A(c) 应变速率：10s 1200 子 下冷轧 1000 30 热轧 800 25 20 600 冷轧试样奥氏体分数 15 400 200 热轧试样奥氏体分数 0 0 1015 20 25 3 工程应变% 图5Fe-9%Mn-0.059%C钢冷轧(a)和热轧(6b)退火试样拉伸变形时各品粒的应变和奥氏体的转变量.以及两种试样的应力-应变曲线(c)四 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) 范式等效 应变% a 未变形 (b)应变：1.8%(c)应变：4.3%(d应变：8.4%(e)应变：14% 0 TD +RD 拉伸方向 (① 800 50 -g) 40 600 30 400 dew 20 200 10 140 0 27.80% 510152025303540 2 4 工程应变/% 长度范围/um 图6Fe-0.05%C-12%M-3%A1钢热轧退火试样拉伸变形时各相之间的应变配分和拉伸力学性能.(a)未变形试样显微组织的电子背散射衍射 (EBSD)相分布图：(b-)拉伸变形至1.8%，4.3%，8.4%.14%真应变时各相之间的范式等效应变分布图：(f)工程应力-应变曲线：(g)拉伸变形过 程中回火马氏体和残余奥氏体或新鲜马氏体之间的应变配分网 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
25 (a) 15 10 0 5 20 30 20 0 10 40 0 5 10 15 20 工程应变/% 吕德斯应变 αG应变 γG+α′fresh应变 冷轧试样：等轴结构 晶粒的拉伸应变/% 奥氏体体积分数/% 奥氏体分数 1400 (c) 1000 600 400 800 0 200 1200 30 20 0 10 35 25 5 15 40 0 5 15 10 20 25 30 工程应变/% 应变速率：10−4 s−1 冷轧试样奥氏体分数 热轧试样奥氏体分数 冷轧 热轧 工程应力/MPa 奥氏体体积分数/% 25 (b) 15 10 0 5 20 30 20 0 10 40 0 0.5 10 15 20 工程应变/% αL应变 γL+α′fresh应变 热轧试样：片层结构 晶粒的拉伸应变/% 奥氏体体积分数/% 奥氏体分数 图 5 Fe−9%Mn−0.05%C 钢冷轧（a）和热轧（b）退火试样拉伸变形时各晶粒的应变和奥氏体的转变量，以及两种试样的应力−应变曲线（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] 40 30 20 0 10 50 0 4 5 0.33% 1.76% 4.33% 7.12% 10.20% 14.03% 18.88% 23.49% 27.80% 1 2 3 长度范围/μm (g) γR /α′fresh γR /α′fresh α′temp 范式等效应变/% 600 400 200 0 800 0 40 5 15 25 30 35 10 20 工程应变/% (f) 工程应变/MPa 宏观应变 0 应变：1.8% (c) 应变：4.3% (d) 应变：8.4% (e) 应变：14% 40 拉伸方向 (a) 未变形 (b) α′temp 范式等效 应变/% γR RD TD 3 μm 图 6 Fe−0.05%C−12%Mn−3%Al 钢热轧退火试样拉伸变形时各相之间的应变配分和拉伸力学性能. （a） 未变形试样显微组织的电子背散射衍射 （EBSD）相分布图；（b~e） 拉伸变形至 1.8%，4.3%，8.4%，14% 真应变时各相之间的范式等效应变分布图；（f）工程应力−应变曲线；（g） 拉伸变形过 程中回火马氏体和残余奥氏体或新鲜马氏体之间的应变配分[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] 胡 斌等： 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 · 53 ·
54 工程科学学报，第42卷，第1期 造成各相之间元素配分和缺陷密度的不同.因此， 散，只需要C原子在四面体间隙和八面体间隙之 理想情况下应该在同一状态的材料中研究形貌的 间进行原子间距级的跳跃，故在室温下就能发生 影响更为让人信服，如在片层和等轴组织都有的 PLC效应7同样，由于中锰钢临界退火后，元素 温轧中锰钢中 配分导致奥氏体的成分和层错能与高锰TWIP钢 1.4变形温度对中锰钢吕德斯应变影响的研究 相似，因此室温下也能够发生PLC效应.H山和 关于变形温度对吕德斯应变影响的研究尚没 Luo2研究0.1%C-5%Mn钢的形变机制时发现， 有一致的结论.Zhang等B川采用原位高能同步辐 形变前期奥氏体优先变形并且转变为马氏体，应 射的方法研究了Fe-0.1%C-10%Mn-2%A1钢在 力-应变曲线展现出明显的应力锯齿.当奥氏体全 不同变形温度(-50~100℃)下的微观力学行为. 部转变为马氏体后，应力锯齿随之消失，这通过实 研究发现，随着形变温度升高，吕德斯前沿奥氏体 验证明了PLC带是在奥氏体中形核的.与高锰 转变量变少，吕德斯应变减小；而Wang和Huang TWIP钢不同的是，中锰钢中拉伸变形时还可能会 通过研究Fe-7%Mn-0.14%C-0.23%Si钢在25~ 发生不同相之间的应变配分和Y→α'相变转变，这 300℃之间的变形行为发现，吕德斯应变的大小 些都会影响PLC带的形核和传播 和奥氏体转变量并非呈线性关系，因此，他们认为 2.1马氏体相变转变和PLC效应之间的联系 位错滑移距离的增加是吕德斯应变变大的主要影 Sun等B采用离位X射线衍射和数字图像相 响因素.由于以上研究材料的成分、显微组织和 关技术(DIC)相结合的实验方法研究了中锰钢变形 变形温度范围都不相同，因此得出了不同的结论 过程中的显微组织演变.实验研究发现，拉伸变形 为进一步确定形变温度和吕德斯应变之间的关 时PLC带的形核和传播导致应变诱导马氏体相变 系，需要以同一材料为研究对象，在更宽的温度范 在PLC带的前沿发生，因此拉伸试样中间位置测得 围内进行拉伸实验研究 的奥氏的转变量（体积分数）呈阶梯状增加，如 2中锰钢中PLC效应的研究进展 图7所示（图中IA700和IA750分别代表在700℃ 和750℃退火10min的样品).在此基础上，他们 PLC效应是由动态应变时效引起的，一般认 通过研究不同Mn含量的中锰钢的变形行为，研究 为是位错和间隙原子之间的相互作用.动态应变 了奥氏体稳定性对PLC效应的影响B研究发现， 时效是一个热激活过程，与金属材料的熔点相关， 只有在中锰钢中奥氏体稳定性适中的情况下 因此A1合金（熔点为933K)在室温下容易发生 PLC效应才能够发生；随着奥氏体稳定性的降低， PLC效应，而普碳钢（熔点为1800K)一般只有在 促使PLC效应发生的临界应变先降低后升高 150~300℃之间才能够发生B3刘在Fe-Mn-C合 Yang等o1也发现了吕德斯前沿会发生奥氏体向马 金中动态应变时效一般是由位错/层错和C-Mn原 氏体的相变转变，并且指出奥氏体的稳定性会影响 子对/C原子空位之间的相互作用Bs-.高锰TWIP PLC带的类型.他们得出，中锰钢拉伸变形前期奥 钢中C-Mn原子之间较高的结合能力导致位错和 氏体转变速率快，表现为A+B型PLC带：随着应变 C原子发生作用时不需要溶质原子进行长距离扩 量增加，奥氏体稳定性提高，转变速率降低，逐渐转 1800a 086 1600 0.7 1400 LA750 IA700 1000 下 1200 0.4 800 IA750(X射线衍射测得数据) 0.3 600 ,IA750(磁测仪测得数据) 400 应0.2 IA700(磁测仪测得数据) 200 0.090.100.110.12Q.130.14 0.1 ,直应变 0 0 0.05 0.100.15 0.200.25 0.30 0.05 0.100.150.200.250.30 真应变 真应变 图7Fe-0.2%C-10.3%Mn-2.9%A1钢700℃和750℃退火试样真应力-应变曲线(a)和变形时的奥氏体转变(b) Fig.7 True stress-strain curves (a)of Fe-0.2%C-10.3%Mn-2.9%Al steel after annealing at 700 C and 750 C,and the changing of austenite fraction during tensile deformation(b)
造成各相之间元素配分和缺陷密度的不同. 因此， 理想情况下应该在同一状态的材料中研究形貌的 影响更为让人信服，如在片层和等轴组织都有的 温轧中锰钢中. 1.4 变形温度对中锰钢吕德斯应变影响的研究 关于变形温度对吕德斯应变影响的研究尚没 有一致的结论. Zhang 等[31] 采用原位高能同步辐 射的方法研究了 Fe–0.1%C–10%Mn–2%Al 钢在 不同变形温度（−50～100 ℃）下的微观力学行为. 研究发现，随着形变温度升高，吕德斯前沿奥氏体 转变量变少，吕德斯应变减小；而 Wang 和 Huang[32] 通过研究 Fe–7%Mn–0.14%C–0.23%Si 钢在 25～ 300 ℃ 之间的变形行为发现，吕德斯应变的大小 和奥氏体转变量并非呈线性关系，因此，他们认为 位错滑移距离的增加是吕德斯应变变大的主要影 响因素. 由于以上研究材料的成分、显微组织和 变形温度范围都不相同，因此得出了不同的结论. 为进一步确定形变温度和吕德斯应变之间的关 系，需要以同一材料为研究对象，在更宽的温度范 围内进行拉伸实验研究. 2 中锰钢中 PLC 效应的研究进展 PLC 效应是由动态应变时效引起的，一般认 为是位错和间隙原子之间的相互作用. 动态应变 时效是一个热激活过程，与金属材料的熔点相关， 因此 Al 合金（熔点为 933 K）在室温下容易发生 PLC 效应，而普碳钢（熔点为 1800 K）一般只有在 150～300 ℃ 之间才能够发生[33−34] . 在 Fe−Mn−C 合 金中动态应变时效一般是由位错/层错和 C−Mn 原 子对/C 原子空位之间的相互作用[35−36] . 高锰 TWIP 钢中 C−Mn 原子之间较高的结合能力导致位错和 C 原子发生作用时不需要溶质原子进行长距离扩 散，只需要 C 原子在四面体间隙和八面体间隙之 间进行原子间距级的跳跃，故在室温下就能发生 PLC 效应[37] . 同样，由于中锰钢临界退火后，元素 配分导致奥氏体的成分和层错能与高锰 TWIP 钢 相似，因此室温下也能够发生 PLC 效应. Hu 和 Luo[26] 研究 0.1%C–5%Mn 钢的形变机制时发现， 形变前期奥氏体优先变形并且转变为马氏体，应 力–应变曲线展现出明显的应力锯齿. 当奥氏体全 部转变为马氏体后，应力锯齿随之消失，这通过实 验证明了 PLC 带是在奥氏体中形核的. 与高锰 TWIP 钢不同的是，中锰钢中拉伸变形时还可能会 发生不同相之间的应变配分和 γ→α′相变转变，这 些都会影响 PLC 带的形核和传播. 2.1 马氏体相变转变和 PLC 效应之间的联系 Sun 等[38] 采用离位 X 射线衍射和数字图像相 关技术（DIC）相结合的实验方法研究了中锰钢变形 过程中的显微组织演变. 实验研究发现，拉伸变形 时 PLC 带的形核和传播导致应变诱导马氏体相变 在 PLC 带的前沿发生，因此拉伸试样中间位置测得 的奥氏的转变量 （体积分数 ）呈阶梯状增加 ，如 图 7 所示（图中 IA700 和 IA750 分别代表在 700 ℃ 和 750 ℃ 退火 10 min 的样品）. 在此基础上，他们 通过研究不同 Mn 含量的中锰钢的变形行为，研究 了奥氏体稳定性对 PLC 效应的影响[39] . 研究发现， 只 有 在 中 锰 钢 中 奥 氏 体 稳 定 性 适 中 的 情 况 下 PLC 效应才能够发生；随着奥氏体稳定性的降低， 促 使 PLC 效应发生的临界应变先降低后升高 . Yang 等[40] 也发现了吕德斯前沿会发生奥氏体向马 氏体的相变转变，并且指出奥氏体的稳定性会影响 PLC 带的类型. 他们得出，中锰钢拉伸变形前期奥 氏体转变速率快，表现为 A+B 型 PLC 带；随着应变 量增加，奥氏体稳定性提高，转变速率降低，逐渐转 600 400 200 0 800 1600 1400 IA700 IA750 1200 1800 1000 0 0.10 0.20 0.05 0.15 0.25 0.30 真应变 (a) 真应变/MPa 1200 1160 1120 1080 1040 0.09 0.13 0.10 0.14 0.11 0.12 真应变 真应力/MPa 0.3 0.2 0.1 0 0.4 0.7 IA700 (磁测仪测得数据) IA750 (X射线衍射测得数据) IA750 (磁测仪测得数据) 0.6 0.8 0.5 0 0.10 0.20 0.05 0.15 0.25 0.30 真应变 (b) 奥氏体转变量(体积分数) 图 7 Fe−0.2%C−10.3%Mn−2.9%Al 钢 700 ℃ 和 750 ℃ 退火试样真应力−应变曲线（a）和变形时的奥氏体转变（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] · 54 · 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期
胡斌等：中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 55· 化为A型传播带.Grzegorczyk等发现，0.16%C- 而，Wang等采用红外能量定量分析和离位X射 4.7%M-1.6%A1钢在室温下拉伸时不发生动态应 线衍射实验，发现冷轧中锰钢中吕德斯前沿大量奥 变时效：变形温度提升至60℃时，应力-应变曲线 氏体转变为马氏体，而PLC带前沿的奥氏体几乎不 上出现显著的应力锯齿：随着变形温度进一步提升 发生相变转变（图8）.这说明，奥氏体相变转变并不 至100℃和140℃，奥氏体在更高的应变下才能发 是中锰钢中PLC带形核的必要条件.然而二者往往 生相变转变，PLC效应发生的临界应变也提高.然 同时发生，他们之间的相互关系尚需进一步研究 0.35 1000/(a) I阶段一 Ⅱ阶段 Ⅲ阶段 (b) 0.10 0.30 0.08 800 0.06 脑0.25 0.04 600 0.02 ≤0.20 00的 400 内的热量 0.10 200 0.05 00 0 0.1 0.2 0.3 0.4 0 0.050.100.150.200250.30 工程应变 工程应变 困8Fe-0.149%C-7%M-0.23%Si钢冷轧退火试样的工程应力-应变曲线，吕德斯和PLC带形核和传播时应变和热量的变化(a),以及拉伸变形 时的奥氏体转变量(b)回 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 Luders and PLC bands(a),and the amount of austenite transformed during tensile deformation(b) 2.2微合金元素对奥氏体钢中PLC效应影响的 振幅降低，PLC带转变为B类和C类，如图9(b) 研究 9(c)和9(d)所示. 目前关于合金元素对中锰钢动态应变时效的 Lee等6还研究了Cu对12%Mn-0.7%C-1%Al 影响鲜有报道.但是中锰钢中PLC带的形核和传 钢PLC效应的影响，发现Cu和N的效果相似，同 播和奥氏体相关，因此当微合金元素能影响奥氏 样会推迟动态应变时效的发生和改变PLC带的类 体动态应变时效时，就可能影响中锰钢PLC的发 型.但有些研究认为Cu对PLC带的影响是由于 生.Kim等1发现N能够和Fe-12%Ni-18%Gr钢 形变机制发生了变化如Choi等)发现Fe%-0.4%C- 中Gr相结合，导致Gr原子向位错扩散的速率降 15%Mn钢在不添加Cu的情况下，奥氏体在拉伸 低，推迟动态应变时效的发生，Bracke等发现， 变形时转变为马氏体：添加1%Cu使奥氏体既能转 C原子促进Fe-22%Mn-(0.40.6%C)钢中动态应 变为马氏体也会发生孪生；当钢中Cu含量增加至 变时效(DSA)的发生，但是N原子会干扰C-Mn 2%时，奥氏体拉伸变形时只发生孪生.由于形变 原子对等含C缺陷复合物的形成，导致DSA发生 机制的变化，导致应力锯齿的振幅随着Cu含量的 的临界应变提高.Lee等研究了N对0.58%C- 增加而变大.这是由于Cu含量低的钢中发生的 18%Mn钢中发生动态应变时效临界应变的影响， TRIP效应贡献了更高的加工硬化，其强化效果降 发现N的添加会提高奥氏体的层错能，进而降低 低了应力锯齿的振幅：而且PLC带前沿发生的马 缺陷和层错之间的相互作用，使得DSA在更高的 氏体相变促进了加工硬化，导致其传播速率加快. 应变下发生（图9(a)).不添加N时，动态应变时 除了N和Cu以外，其他合金元素亦能通过影 效发生的临界应变较低，PLC带在拉伸试样的一 响间隙原子和位错的运动影响动态应变时效的发 端标距外形核，此时只能观察到应力的增加而检 生.例如，Shun8-9等发现，AI能够降低高锰 测不出应变的变化，当PLC带传播至标距范围内 TWIP钢中C原子的扩散速率，增加DSA的激活 时，应力骤然增加、应力锯齿波动幅度变大，表现 能，进而抑制DSA的发生.另外，碳化物形成元素 为A类PLC带：N的添加导致PLC带形核的临界 也会对PLC带的形核和传播产生影响.例如， 应变升高，此时试样中间应力集中最显著，因此更 He和Huangls0指出，添加V元素的0.45%-10%Mn 多的PLC带在标距范围内形核，导致应力锯齿的 钢中由于析出VC粒子消耗自由C原子，抑制了
化为 A 型传播带. Grzegorczyk 等[41] 发现，0.16%C− 4.7%Mn−1.6%Al 钢在室温下拉伸时不发生动态应 变时效；变形温度提升至 60 ℃ 时，应力–应变曲线 上出现显著的应力锯齿；随着变形温度进一步提升 至 100 ℃ 和 140 ℃，奥氏体在更高的应变下才能发 生相变转变，PLC 效应发生的临界应变也提高. 然 而，Wang 等[42] 采用红外能量定量分析和离位 X 射 线衍射实验，发现冷轧中锰钢中吕德斯前沿大量奥 氏体转变为马氏体，而 PLC带前沿的奥氏体几乎不 发生相变转变（图 8）. 这说明，奥氏体相变转变并不 是中锰钢中 PLC 带形核的必要条件. 然而二者往往 同时发生，他们之间的相互关系尚需进一步研究. 2.2 微合金元素对奥氏体钢中 PLC 效应影响的 研究 目前关于合金元素对中锰钢动态应变时效的 影响鲜有报道. 但是中锰钢中 PLC 带的形核和传 播和奥氏体相关，因此当微合金元素能影响奥氏 体动态应变时效时，就可能影响中锰钢 PLC 的发 生. Kim 等[43] 发现 N 能够和 Fe−12%Ni−18%Gr 钢 中 Gr 相结合，导致 Gr 原子向位错扩散的速率降 低，推迟动态应变时效的发生. Bracke 等[44] 发现， C 原子促进 Fe−22%Mn−（ 0.4~0.6%C）钢中动态应 变时效（DSA）的发生，但是 N 原子会干扰 C−Mn 原子对等含 C 缺陷复合物的形成，导致 DSA 发生 的临界应变提高. Lee 等[45] 研究了 N 对 0.58%C– 18%Mn 钢中发生动态应变时效临界应变的影响， 发现 N 的添加会提高奥氏体的层错能，进而降低 缺陷和层错之间的相互作用，使得 DSA 在更高的 应变下发生（图 9（a））. 不添加 N 时，动态应变时 效发生的临界应变较低，PLC 带在拉伸试样的一 端标距外形核，此时只能观察到应力的增加而检 测不出应变的变化，当 PLC 带传播至标距范围内 时，应力骤然增加、应力锯齿波动幅度变大，表现 为 A 类 PLC 带；N 的添加导致 PLC 带形核的临界 应变升高，此时试样中间应力集中最显著，因此更 多的 PLC 带在标距范围内形核，导致应力锯齿的 振幅降低，PLC 带转变为 B 类和 C 类，如图 9（b）， 9（c）和 9（d）所示. Lee 等[46] 还研究了 Cu 对 12%Mn–0.7%C–1%Al 钢 PLC 效应的影响，发现 Cu 和 N 的效果相似，同 样会推迟动态应变时效的发生和改变 PLC 带的类 型. 但有些研究认为 Cu 对 PLC 带的影响是由于 形变机制发生了变化. 如Choi 等[47] 发现Fe%–0.4%C– 15%Mn 钢在不添加 Cu 的情况下，奥氏体在拉伸 变形时转变为马氏体；添加 1%Cu 使奥氏体既能转 变为马氏体也会发生孪生；当钢中 Cu 含量增加至 2% 时，奥氏体拉伸变形时只发生孪生. 由于形变 机制的变化，导致应力锯齿的振幅随着 Cu 含量的 增加而变大. 这是由于 Cu 含量低的钢中发生的 TRIP 效应贡献了更高的加工硬化，其强化效果降 低了应力锯齿的振幅；而且 PLC 带前沿发生的马 氏体相变促进了加工硬化，导致其传播速率加快. 除了 N 和 Cu 以外，其他合金元素亦能通过影 响间隙原子和位错的运动影响动态应变时效的发 生 . 例 如 ， Shun[48−49] 等 发 现 ， Al 能 够 降 低 高 锰 TWIP 钢中 C 原子的扩散速率，增加 DSA 的激活 能，进而抑制 DSA 的发生. 另外，碳化物形成元素 也 会 对 PLC 带的形核和传播产生影响 . 例如 ， He 和 Huang[50] 指出，添加 V 元素的 0.45%~10%Mn 钢中由于析出 VC 粒子消耗自由 C 原子，抑制了 600 400 200 0 800 1000 0 0.3 0.1 0.2 0.4 工程应变 (a) 工程应力/MPa 0 20 80 60 40 100 120 0 400 100 500 200 300 时间/s 热量变化 轴向位置(像素) 4.0 3.5 2.0 2.5 3.0 1.5 1.0 0.5 热量/(10−6 W·m−3 ) 0 200 800 600 400 1000 1200 0 400 100 500 200 300 时间/s 应变变化 轴向位置(像素) 0.36 0.30 0.12 0.18 0.24 0.06 0 −0.06 应变 1 st 4 th 5 th 6 th 3 rd 2 nd 局部吕德斯应变的变化 0.12 0.10 0.04 0.06 0.08 0.02 0 应变 1 st 4 th 5 th 6 th 7 th 8 th 3 rd 2 nd PLC带内的热量 3.5 3.0 1.0 1.5 2.0 2.5 0.5 0 热量/ (10 −6 W·m−3) 0.05 0 0.10 0.30 0.25 Ⅰ阶段 Ⅱ阶段 Ⅲ阶段 0.20 0.35 0.15 0 0.10 0.20 0.05 0.15 0.25 0.30 工程应变 (b) 奥氏体体积分数 图 8 Fe−0.14%C−7%Mn−0.23%Si 钢冷轧退火试样的工程应力−应变曲线，吕德斯和 PLC 带形核和传播时应变和热量的变化（a），以及拉伸变形 时的奥氏体转变量（b） [42] 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)[42] 胡 斌等： 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 · 55 ·
56 工程科学学报，第42卷，第1期 1800 (a) 1600 1500[D 1400 1400 Fe-C-Mn钢 1300 -Fe-C-Mn钢 800 动态应变时效发 1200 600 生的临界应变 400 Fe-C-Mn-N钢 1100 Fe-C-Mn-N钢 200 1000 0 0.100.200.300.400.50 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 真应变 真应变 0.40[(c 1600 0.40[(d 11600 Fe-C-Mn钢 (8 0.38 0.38 e-C-Mn-N钢 (5) (6(7) 0.36 1500 0.36 (6 1500 5 (4) 0.34 3) 0.34 4) 3) 2) 1400 1400 0.32 170℃ edw/tf 0.32 70℃ 0.30 1300 0.30 1300 0.28 0.28 4p℃ 40℃ 0.2 1200 0.26 12012513013514014515015516 20125130135140145150155160200 时间/s 时间/s 3 5) 3) 4 图9Fe-C-Mn和FeC-Mn-N钢的工程应力-应变曲线(a),(a)中蓝色矩形区域的放大图(b),Fe-C-Mn钢(c)和Fe-C-Mn-N钢(d)的应力锯齿 类型和PLC带的形核位置吲 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)4s1 PLC效应的发生 临界退火处理会同时影响各相体积分数，奥氏体 3中锰钢塑性失稳研究中的焦点问题和未 机械稳定性，元素配分，晶粒尺寸，以及位错密度 等.现有大多数研究针对其中一个方面进行展开， 来研究展望 因此得出了不同的理论解释，建议研究应变速率 3.1尚未解决的焦点问题 对吕德斯应变的影响，可在初始组织相同时探索 以上文献调研结果表明，中锰钢不连续屈服 吕德斯应变的决定性因素 形成机理尚没有统一的理论共识，但是近期研究 (2)对于铁素体优先变形的冷轧中锰钢，不连 结果偏向于认为，较低可动位错密度和较强位错 续屈服行为归因于铁素体中间隙原子和缺陷之间 增殖能力是造成中锰钢不连续屈服和较长屈服平 的相互钉扎和脱钉作用.而奥氏体优先变形的中 台的原因.然而，位错源是双相界面还是马氏体相 锰钢则归因于更多相界面导致位错的快速增殖 变转变提供的尚需要进一步研究.目前，关于中锰 目前并没有针对以上两种情况都能适用的统一理 钢吕德斯应变的研究中存在的相悖观点概括如下 论解释，此为下一阶段研究目标 (1)室温下准静态拉伸时，吕德斯应变随临界 (3)现有关于片层和等轴结构分别导致连续 退火温度升高和临界退火时间延长而降低.但是 和不连续屈服的研究，主要集中在钢中铁素体和
PLC 效应的发生. 3 中锰钢塑性失稳研究中的焦点问题和未 来研究展望 3.1 尚未解决的焦点问题 以上文献调研结果表明，中锰钢不连续屈服 形成机理尚没有统一的理论共识，但是近期研究 结果偏向于认为，较低可动位错密度和较强位错 增殖能力是造成中锰钢不连续屈服和较长屈服平 台的原因. 然而，位错源是双相界面还是马氏体相 变转变提供的尚需要进一步研究. 目前，关于中锰 钢吕德斯应变的研究中存在的相悖观点概括如下. （1）室温下准静态拉伸时，吕德斯应变随临界 退火温度升高和临界退火时间延长而降低. 但是 临界退火处理会同时影响各相体积分数，奥氏体 机械稳定性，元素配分，晶粒尺寸，以及位错密度 等. 现有大多数研究针对其中一个方面进行展开， 因此得出了不同的理论解释. 建议研究应变速率 对吕德斯应变的影响，可在初始组织相同时探索 吕德斯应变的决定性因素. （2）对于铁素体优先变形的冷轧中锰钢，不连 续屈服行为归因于铁素体中间隙原子和缺陷之间 的相互钉扎和脱钉作用. 而奥氏体优先变形的中 锰钢则归因于更多相界面导致位错的快速增殖. 目前并没有针对以上两种情况都能适用的统一理 论解释，此为下一阶段研究目标. （3）现有关于片层和等轴结构分别导致连续 和不连续屈服的研究，主要集中在钢中铁素体和 600 400 200 0 800 1600 1400 1200 1800 1000 0 0.30 0.10 0.20 0.40 0.50 真应变 Fe−C−Mn−N钢 Fe−C−Mn钢 动态应变时效发 生的临界应变 (a) 真应力/MPa 1300 1400 1200 1100 1500 1000 1300 1400 1200 1600 1500 0.20 0.30 0.25 0.35 0.40 真应变 Fe−C−Mn−N钢 Fe−C−Mn钢 (b) 真应力/MPa 120 0.30 0.28 0.32 0.26 0.38 0.40 0.36 0.34 125 130 135 150 155 140 145 40 ℃ 70 ℃ (3) (2) (1) (4) (5) (6) (7) (8) (1) (4) (5) (6) (7) (8) (3) (2) (3) (1) (4) (5) (6) (7) (8) (2) 160 时间/s Fe−C−Mn钢 样品表面温度 (c) 真应变 真应力/MPa 1300 1400 1200 1600 1500 120 0.30 0.28 0.32 0.26 0.38 0.40 0.36 0.34 125 130 135 150 155 140 145 40 ℃ 70 ℃ (3) (2) (1) (4) (5) (6) (7) (8) 160 时间/s Fe−C−Mn−N钢 样品表面温度 (d) 真应变 真应力/MPa 图 9 Fe–C–Mn 和 Fe–C–Mn–N 钢的工程应力−应变曲线（a），（a）中蓝色矩形区域的放大图（b），Fe–C–Mn 钢（c）和 Fe–C–Mn–N 钢（d）的应力锯齿 类型和 PLC 带的形核位置[45] 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)[45] · 56 · 工程科学学报，第 42 卷，第 1 期
胡斌等：中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 57 奥氏体相之间应变配分、位错增殖速率和加工硬 材料的拉伸性能.如张伟将高密度电脉冲作用 化能力的差异，但是忽略了由于热变形历史的不 于GH4169合金，断后延伸率增加了750%，塑性得 同，导致不仅晶体形貌不同、还有各相中元素浓度 到巨幅提升.Zhao等s1将电脉冲处理应用于冷轧 和缺陷密度的差异.因此，建议制备出同时包含等 硼钢，显著细化了原奥氏体晶粒和马氏体板条厚 轴和片层组织的实验样品（如温轧试样），以找出 度，抗拉强度和断后延伸率同时达到2GPa和 晶体形貌影响吕德斯应变的真正原因 24.6%,力学性能远高于普通的热处理.这是由于 (4)由于中锰钢不连续屈服现象尚没有统一 电脉冲作用于金属产生的热效应和非热效应（电 的理论解释，关于中锰钢塑性失稳现象的研究大 子风力作用和电迁移效应)能够促进位错在晶界 部分集中于屈服平台的形成机理.因此现有关于 上的攀移和加速原子扩散，提高再结晶形核率和 中锰钢PLC效应研究的报道相对较少.根据已有 降低再结晶温度，从而细化了组织5s基于电脉 报道，目前可以确认的是中锰钢的PLC带在奥氏 冲对位错运动和原子扩散的作用，推测将其同步 体中形核，而且往往伴随马氏体相变转变.高锰 加载于拉伸变形的中锰钢，将会影响吕德斯带和 TWIP钢中奥氏体的层错能会影响PLC带形核的 PLC带的形核和传播.而且，我们的前期预研实验 临界应变，但是中锰钢中奥氏体层错能和机械稳 证明了电脉冲确实能够同时降低吕德斯应变和消 定性对PLC带形核和传播的影响规律尚需进一步 除PLC效应，且拉伸力学性能几乎不发生变化.因 研究 此提出开展关于同步加载电脉冲对中锰钢显微组 3.2消除中锰钢塑性失稳的未来研究展望 织演变、塑性不稳定现象和拉伸性能影响的研究， 现有抑制中锰钢塑性失稳的研究主要集中在 得出中锰钢电脉冲变形工艺的优化准则，为未来 调整形变前的显微组织和形变温度，但这也同时 超高强高塑中锰钢工业化变形工艺的设计提供理 导致强度或者塑性的变化.如调整奥氏体稳定性 论指导 可以实现不连续屈服向连续屈服的转化，但是屈 服强度和断后延伸率随之下降；提高形变温度能 善 考文献 够有效消除PLC效应，但是样品的屈服强度和加 [1]Xu H F,Zhao J,Cao W Q,et al.Heat treatment effects on the 工硬化率也随之降低.为了解决此问题，本文预期 microstructure and mechanical properties of a medium manganese 未来在以下两个方面开展消除中锰钢塑性失稳现 steel (0.2C-5Mn).Mater Sci Eng A,2012,532:435 象的研究： [2]Cao W Q,Wang C,Shi J,et al.Microstructure and mechanical (1)创新成分设计.文献调研结果表明，高锰 properties of Fe-0.2C-5Mn steel processed by ART-annealing. Mater Sci Eng A,2011,528(22-23):6661 奥氏体TWIP钢种通过添加Cu、N等影响奥氏体 [3] Shi J,Sun X J,Wang M Q,et al.Enhanced work-hardening 层错能的合金元素能够提高应力锯齿的临界应 behavior and mechanical properties in ultrafine-grained steels with 变，改变PLC带的类型.由于中锰钢中PLC带亦 large-fractioned metastable austenite.Scripta Mater,2010,63(8): 是在奥氏体内形核，因此可以借鉴以上成分设计 815 思路，在材料设计阶段就考虑添加能够同时改变 [4]Hu B,Luo H W.Yang F,et al.Recent progress in medium-Mn 层错能并且提高奥氏体稳定性的合金元素，以在 steels made with new designing strategies,a review.J Mater Sci 保证力学性能的前提下消除塑性失稳现象.然而， Technol,.2017,33(12):1457 [5]Lee S,De Cooman B C.Effect of the intercritical annealing Cu等具有较低熔点的合金元素易于在品界偏聚， temperature on the mechanical properties of 10 pct Mn multi-phase 在均热过程中铁优先于铜氧化导致表面铜富集， steel.Metall Mater Trans 4,2014,45(11):5009 加剧晶界弱化，造成表面微裂纹等缺陷，这直接阻 [6]He BB.Hu B.Yen H W,et al.High dislocation density-induced 碍了含Cu钢的商业化生产使用.因此需要寻求能 large ductility in deformed and partitioned steels.Science,2017, 保证含Cu中锰钢表面质量的有效方法，或者改用 357(6355):1029 能显著改变奥氏体层错能但对表面质量没有影响 [7] Wang X G,Wang L,Huang M X.Kinematic and thermal 的合金元素.这些都是未来需要研究的重要内容 characteristics of Luders and Portevin-Le Chatelier bands in a medium Mn transformation-induced plasticity steel.Acta Mater, (2)电脉冲处理.目前需要开发一种既能消除 2017,124:17 塑性不稳定变形，又可以提高或者保持中锰钢力 [8]Cottrell A H,Bilby B A.Dislocation theory of yielding and strain 学性能的新型变形工艺.电脉冲加载作为一个瞬 ageing of iron.Proc Phys Soc Sect A,1949,62(1):49 时高能量输入的方法，已被广泛应用于提升金属 [9]Van den Beukel A.Theory of the effect of dynamic strain aging on
奥氏体相之间应变配分、位错增殖速率和加工硬 化能力的差异，但是忽略了由于热变形历史的不 同，导致不仅晶体形貌不同、还有各相中元素浓度 和缺陷密度的差异. 因此，建议制备出同时包含等 轴和片层组织的实验样品（如温轧试样），以找出 晶体形貌影响吕德斯应变的真正原因. （4）由于中锰钢不连续屈服现象尚没有统一 的理论解释，关于中锰钢塑性失稳现象的研究大 部分集中于屈服平台的形成机理. 因此现有关于 中锰钢 PLC 效应研究的报道相对较少. 根据已有 报道，目前可以确认的是中锰钢的 PLC 带在奥氏 体中形核，而且往往伴随马氏体相变转变. 高锰 TWIP 钢中奥氏体的层错能会影响 PLC 带形核的 临界应变，但是中锰钢中奥氏体层错能和机械稳 定性对 PLC 带形核和传播的影响规律尚需进一步 研究. 3.2 消除中锰钢塑性失稳的未来研究展望 现有抑制中锰钢塑性失稳的研究主要集中在 调整形变前的显微组织和形变温度，但这也同时 导致强度或者塑性的变化. 如调整奥氏体稳定性 可以实现不连续屈服向连续屈服的转化，但是屈 服强度和断后延伸率随之下降；提高形变温度能 够有效消除 PLC 效应，但是样品的屈服强度和加 工硬化率也随之降低. 为了解决此问题，本文预期 未来在以下两个方面开展消除中锰钢塑性失稳现 象的研究： （1）创新成分设计. 文献调研结果表明，高锰 奥氏体 TWIP 钢种通过添加 Cu、N 等影响奥氏体 层错能的合金元素能够提高应力锯齿的临界应 变，改变 PLC 带的类型. 由于中锰钢中 PLC 带亦 是在奥氏体内形核，因此可以借鉴以上成分设计 思路，在材料设计阶段就考虑添加能够同时改变 层错能并且提高奥氏体稳定性的合金元素，以在 保证力学性能的前提下消除塑性失稳现象. 然而， Cu 等具有较低熔点的合金元素易于在晶界偏聚， 在均热过程中铁优先于铜氧化导致表面铜富集， 加剧晶界弱化，造成表面微裂纹等缺陷，这直接阻 碍了含 Cu 钢的商业化生产使用. 因此需要寻求能 保证含 Cu 中锰钢表面质量的有效方法，或者改用 能显著改变奥氏体层错能但对表面质量没有影响 的合金元素. 这些都是未来需要研究的重要内容. （2）电脉冲处理. 目前需要开发一种既能消除 塑性不稳定变形，又可以提高或者保持中锰钢力 学性能的新型变形工艺. 电脉冲加载作为一个瞬 时高能量输入的方法，已被广泛应用于提升金属 材料的拉伸性能. 如张伟[51] 将高密度电脉冲作用 于 GH4169 合金，断后延伸率增加了 750%，塑性得 到巨幅提升. Zhao 等[52] 将电脉冲处理应用于冷轧 硼钢，显著细化了原奥氏体晶粒和马氏体板条厚 度 ，抗拉强度和断后延伸率同时达 到 2 GPa 和 24.6%，力学性能远高于普通的热处理. 这是由于 电脉冲作用于金属产生的热效应和非热效应（电 子风力作用和电迁移效应）能够促进位错在晶界 上的攀移和加速原子扩散，提高再结晶形核率和 降低再结晶温度，从而细化了组织[53−54] . 基于电脉 冲对位错运动和原子扩散的作用，推测将其同步 加载于拉伸变形的中锰钢，将会影响吕德斯带和 PLC 带的形核和传播. 而且，我们的前期预研实验 证明了电脉冲确实能够同时降低吕德斯应变和消 除 PLC 效应，且拉伸力学性能几乎不发生变化. 因 此提出开展关于同步加载电脉冲对中锰钢显微组 织演变、塑性不稳定现象和拉伸性能影响的研究， 得出中锰钢电脉冲变形工艺的优化准则，为未来 超高强高塑中锰钢工业化变形工艺的设计提供理 论指导. 参 考 文 献 Xu H F, Zhao J, Cao W Q, et al. Heat treatment effects on the microstructure and mechanical properties of a medium manganese steel (0.2C-5Mn). Mater Sci Eng A, 2012, 532: 435 [1] Cao W Q, Wang C, Shi J, et al. Microstructure and mechanical properties of Fe−0.2C−5Mn steel processed by ART-annealing. Mater Sci Eng A, 2011, 528（22-23）: 6661 [2] Shi J, Sun X J, Wang M Q, et al. Enhanced work-hardening behavior and mechanical properties in ultrafine-grained steels with large-fractioned metastable austenite. Scripta Mater, 2010, 63（8）: 815 [3] Hu B, Luo H W, Yang F, et al. Recent progress in medium-Mn steels made with new designing strategies, a review. J Mater Sci Technol, 2017, 33（12）: 1457 [4] Lee S, De Cooman B C. Effect of the intercritical annealing temperature on the mechanical properties of 10 pct Mn multi-phase steel. Metall Mater Trans A, 2014, 45（11）: 5009 [5] He B B, Hu B, Yen H W, et al. High dislocation density-induced large ductility in deformed and partitioned steels. Science, 2017, 357（6355）: 1029 [6] Wang X G, Wang L, Huang M X. Kinematic and thermal characteristics of Lüders and Portevin-Le Châtelier bands in a medium Mn transformation-induced plasticity steel. Acta Mater, 2017, 124: 17 [7] Cottrell A H, Bilby B A. Dislocation theory of yielding and strain ageing of iron. Proc Phys Soc Sect A, 1949, 62（1）: 49 [8] [9] Van den Beukel A. Theory of the effect of dynamic strain aging on 胡 斌等： 中锰钢塑性失稳现象的研究进展及未来研究展望 · 57 ·
