傳統(tǒng)高65mn錳鋼板（Hadfield鋼）在室溫下能獲得單相奧氏體,具有優(yōu)良的加工硬化能力和抗沖擊能力,因此廣泛用作沖擊載荷下的耐磨材料。然而較低的屈服強度和初始硬度,導致材料在低沖擊載荷下不能完全發(fā)揮其耐磨性就發(fā)生塑性變形,降低了使用壽命。本文設計出一種輕質超高錳鋼（Fe-31.6Mn-8.8A1-1.38C）,具有低密度、高屈服強度、高初始硬度、良好沖擊韌性等特點,適用于低沖擊載荷下的磨損條件。通過研究時效處理后的相轉變、壓縮變形、沖擊磨損分析了實驗鋼的強化機理和磨損機理。

  實驗鋼經(jīng)1050℃保溫1.5h水韌處理后獲得單相奧氏體,65錳冷軋鋼板時效后奧氏體基體會彌散析出納米級別的κ’-碳化物,有助于屈服強度和初始硬度。在550℃時效2h綜合力學性能65錳鋼板佳,與僅水韌處理相比屈服強度提高107.4%,初始硬度提高28.7%,其抗拉強度為1041.7 MPa、屈服強度為1002.7 MPa、斷后伸長率為17.6%、沖擊韌性（V型缺口）為62 J/cm2和硬度為268.5 HB。隨著時效溫度升高（550℃～900℃）相轉變的順序為:κ’→納米-κ’+β-Mn→亞米-κ’+β-Mn+α→納米-κ’。其中四種類型的κ相析出涉及尺寸、形貌和分布被總結,包括晶內(nèi)型:納米-κ’（<50nm）,亞米-κ’（>100nm）。

晶間型:κ*（～1μm）。以及片層狀κ,存在α+κ群落中。在550℃時效下,納米-κ’能促進β-Mn沿晶界析出,不需要借助α相;而在700℃和800℃長時間時效下,由于α相的大量析出,其形成主要借助于γ→α反應。通過納米壓痕測試,獲得了不同時效溫度下基體與析出相的納米硬度。計算得到理論層錯能（SFE）為82.3 mJ/m2,由于平面滑移軟化效應,變形模式以位錯平面滑動為主,隨著變形量的增加,主要的亞結構演變順序為:平面位錯隊列→平面位錯配置（偶極子和Lomer-Cottrell鎖）→泰勒晶格→帶。65錳冷軋鋼板本研究利用壓縮變形,觀察到了高層錯能下被抑制的形變孿晶以及一種多晶結構。通過分析理論臨界孿生應力（σT）,當外加應力大于σT,形變孿晶出現(xiàn)。多晶結構內(nèi)部以位錯纏結為主,通過波狀滑移形成了位錯胞。并提出了多效協(xié)同的強化機理:1)位錯平面滑移導致滑移帶細化和帶形成,2)形變孿晶,3)多晶結構。這些形變亞結構的出現(xiàn)共同限制了位錯運動,促進基體內(nèi)位錯密度的不均勻,從而增強了應變硬化。低沖擊載荷（0.5 J）下,時效后實驗65mn錳鋼板耐磨性更好,磨損百分比更低（0.55%～0.57%）。

汽車工業(yè)的快速發(fā)展對汽車用鋼提出了更高要求,中錳相變誘導塑性（TRIP）鋼作為第三代汽車用先進高強鋼,由于其的機械性能、相對低廉的成本、65錳鋼板易加工性和輕量化等優(yōu)勢成為了研究熱點。通過調(diào)控中錳鋼的結構、熱處理工藝和軋制工藝,提高其綜合機械性能與服役性能,是中錳鋼實現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)的重要基礎。65mn錳冷軋鋼板本文在Fe-6Mn-0.2C-3Al中錳鋼的基礎上,通過添加量（0.6wt.%）Si元素（試樣分別被標記為0Si和0.6Si）以調(diào)控其成分和結構。材料經(jīng)65mn錳冷軋鋼板熱軋之后,系統(tǒng)的研究了臨界退火時間、應變速率、熱處理工藝和軋制工藝等對材料的機械性能和氫脆性能的影響。

  獲得以下主要結論:（1）熱軋板在740℃下臨界退火3～120min不等,退火時間對結構、機械性能和斷裂行為的研究表明:0Si的結構為超細晶奧氏體和α-鐵素體。0.6Si的結構中既存在超細晶奧氏體和α-鐵素體,也存在大量粗晶粒δ-鐵素體,且在退火過程中,δ-鐵素體的硬度急劇下降。短時間退火時,0.6Si的機械性能稍低于0Si試樣,如下:退火3～7min時,0Si和0.6Si對應的強塑積分別為13.8～37.9GPa·%17.1～25.3GPa·%。長時間退火時,0.6Si的機械性能遠高于0Si試樣,如下:退火30～60min時,0Si和0.6Si對應的強塑積分別為 38.6～31.8GPa·%和 58.2～55.6GPa·%。0Si的裂紋主要于γ（α’）/α界面處形核,0.6Si的裂紋主要于γ（α’）/α和（γ（α’）+α）/δ界面處形核。65mn錳冷軋鋼板當δ-鐵素體的硬度高于奧氏體和α-鐵素體時,0.6Si的裂紋優(yōu)先沿著（γ（α’）+α）/δ界面擴展,形成平行于拉伸方向的大量裂紋,并造成斷口分層;當δ-鐵素體的硬度遠低于奧氏體和α-鐵素體時,0.6Si的裂紋優(yōu)先穿過γ（α’）/α結構,形成垂直于拉伸方向的大量裂紋,當其擴展至較軟δ-鐵素體時,發(fā)生止裂。