0.   引言

中錳鋼是在高錳鋼的基礎(chǔ)上通過(guò)適當(dāng)降低錳含量而研制的第三代高強(qiáng)鋼[1],在中低沖擊載荷作用下即可發(fā)生變形誘發(fā)馬氏體相變,具有良好的韌性和較高的強(qiáng)度[2],其耐磨性能優(yōu)于Hardox系列耐磨鋼和高錳鋼[3-4]。我國(guó)對(duì)中錳鋼的研究開(kāi)始于20世紀(jì)80年代,主要研究機(jī)構(gòu)有東北大學(xué)、吉林工業(yè)大學(xué)、北京科技大學(xué)、武漢科技大學(xué)、鋼鐵研究總院等。經(jīng)過(guò)30多a的發(fā)展,我國(guó)生產(chǎn)的中錳鋼性能大幅提高,同時(shí)研究者設(shè)計(jì)并制備出了兼具超高強(qiáng)度和良好韌性的中錳鋼,技術(shù)領(lǐng)先于國(guó)外[5]。中錳鋼以鐵為基礎(chǔ)元素,碳為固溶元素,錳和硅為主要合金元素,其合金系主要有Fe-C-Mn-Si系、Fe-C-Mn-Si-Cr系和Fe-C-Mn-Si-Al系等,其中Fe-C-Mn-Si-Al系中錳鋼常作為高強(qiáng)汽車板帶鋼材料,而Fe-C-Mn-Si-Cr系中錳鋼則多應(yīng)用在礦山機(jī)械耐磨件上。為了給中錳鋼的開(kāi)發(fā)與應(yīng)用提供參考,作者對(duì)其化學(xué)成分、顯微組織、熱處理工藝、力學(xué)性能和耐磨性能等方面的研究進(jìn)展進(jìn)行了總結(jié)與分析,并在此基礎(chǔ)上,結(jié)合現(xiàn)有試驗(yàn)與應(yīng)用情況展望了今后中錳鋼的研究方向。 

1.   化學(xué)成分

中錳鋼的主要元素為鐵、碳、錳、硅。碳和錳是奧氏體穩(wěn)定化元素,錳元素在熱處理過(guò)程中向奧氏體中富集,使奧氏體在室溫下不發(fā)生馬氏體相變,硅可以抑制碳化物形成,有利于碳元素向奧氏體擴(kuò)散。表1為總結(jié)得到的1988—2023年中錳鋼的化學(xué)成分變化,可以看出,2010年后中錳鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)由最初的0.8%~1.2%降低至0.4%以下,錳質(zhì)量分?jǐn)?shù)由最初的6%左右擴(kuò)大到2%~10%之間。碳、錳含量對(duì)中錳鋼的力學(xué)性能影響顯著：過(guò)多的碳會(huì)以碳化物形式析出,降低鋼的強(qiáng)度[6]；而過(guò)少的碳不能發(fā)揮出穩(wěn)定奧氏體的作用[7]。錳含量提高有利于奧氏體的穩(wěn)定[8]。中錳鋼中添加的元素種類很多,主要有鉬、氮、釩、銅、鈦、鎳、鈮以及稀土元素（RE）等。通過(guò)改變中錳鋼的主要元素含量并添加其他元素,可以大幅提高其力學(xué)性能。在提高錳含量同時(shí)添加銅元素后,中錳鋼的強(qiáng)塑積提高[9],同時(shí)添加鉬和釩元素后,中錳鋼的屈服強(qiáng)度明顯提高[10]。降低錳含量同時(shí)添加鈦和鉬元素后,因鈦和鉬可與碳形成碳化物優(yōu)先析出而成為奧氏體結(jié)晶核心,起到細(xì)化晶粒的作用,中錳鋼的抗拉強(qiáng)度大幅提高[11]；同時(shí)添加硅、鉻、鋁和鉬元素后,中錳鋼的抗拉強(qiáng)度超過(guò)2 200 MPa[12]。在降低硅含量同時(shí)添加鋁、釩和對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用的鈮元素,可在保持高強(qiáng)度的前提下,大幅提高斷后伸長(zhǎng)率,從而獲得綜合力學(xué)性能較好的中錳鋼[11,13]。稀土元素會(huì)影響碳、錳元素的配分行為、逆相變奧氏體的含量及其穩(wěn)定性,同時(shí)具有細(xì)化晶粒、凈化鋼液以及減少脆性?shī)A雜物的作用[14-16]。添加稀土元素可使Mn6中錳鋼的組織和性能得到綜合改善,其耐磨性比不添加稀土元素的Mn6中錳鋼提高約20％[17]。鎢元素可以改變碳在奧氏體中的分布狀態(tài),使球狀碳化物彌散分布于奧氏體晶粒內(nèi)部,添加鎢元素后中錳鋼的沖擊吸收能量比不添加鎢元素時(shí)提高30%~50％,抗拉強(qiáng)度提高約10％,耐磨性也顯著提高[46]。中錳鋼中同時(shí)加入稀土元素、鈮和釩元素后,由于稀土元素的細(xì)化晶粒作用、鈮和氮的固溶強(qiáng)化和阻礙位錯(cuò)作用,中錳鋼的抗拉強(qiáng)度和沖擊吸收能量分別提高43%和44%[47]。 

2.   顯微組織

近10 a來(lái),中錳鋼的典型顯微組織由單相奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體或馬氏體+殘余奧氏體的雙相組織,并且其中的殘余奧氏體含量大幅增加,最高體積分?jǐn)?shù)達(dá)到51%?；瘜W(xué)成分對(duì)中錳鋼的顯微組織,特別是殘余奧氏體含量具有顯著的影響。參考文獻(xiàn)[5,12-13,20-21,23-24,31,35-39,41-45],總結(jié)得到中錳鋼中殘余奧氏體含量隨碳和錳元素含量的變化如圖1所示。由圖1可知,殘余奧氏體含量隨碳或錳含量的增加基本呈增大趨勢(shì)。碳和錳含量的增加可以提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性,降低奧氏體轉(zhuǎn)變溫度,延遲珠光體轉(zhuǎn)變,使更多的殘余奧氏體保留下來(lái)[38,45-48]。但是,當(dāng)在同一溫度下進(jìn)行奧氏體化時(shí),錳含量高的中錳鋼具有較粗的組織,且在淬火過(guò)程中粗大組織會(huì)遺傳到相變產(chǎn)生的馬氏體上[38]。中錳鋼的顯微組織還受熱處理工藝的影響。不同溫度保溫過(guò)程中奧氏體含量的變化規(guī)律不同。在650 ℃逆相變退火時(shí),奧氏體含量隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)而增加,在675 ℃時(shí)隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)先增加后減少[7]。采用不同工藝軋制時(shí),中錳鋼的奧氏體含量以及其隨熱處理工藝參數(shù)的變化也不同：熱軋中錳鋼的奧氏體含量高于冷軋中錳鋼[34]；退火時(shí),熱軋中錳鋼的奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨退火溫度的升高而增加,而冷軋中錳鋼則先增加后減少[23]。中錳鋼發(fā)生變形時(shí),其顯微組織會(huì)隨之變化,例如：呂德斯帶的局部變形行為會(huì)導(dǎo)致變形區(qū)域發(fā)生相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）效應(yīng)[31]；呂德斯帶擴(kuò)展完成后,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂休^高加工硬化能力的馬氏體,以適應(yīng)不同組成相和晶粒間的應(yīng)力變化；隨著變形溫度的降低,呂德斯帶的擴(kuò)展促使更多的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體[9]。 

圖  1  典型中錳鋼的殘余奧氏體含量隨碳和錳含量的變化

Figure  1.  Change of residual austenite content vs content of C (a) and Mn (b) of typical medium manganese steels

顯微組織變化對(duì)中錳鋼的性能有顯著影響。當(dāng)基體為鐵素體,且滲碳體較多時(shí),中錳鋼的屈服強(qiáng)度較高?；w為鐵素體和少量奧氏體時(shí),位錯(cuò)密度較低,則屈服強(qiáng)度較低?；w中馬氏體含量越多,中錳鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度越高,但是塑性越差[12],粗大的馬氏體組織會(huì)導(dǎo)致中錳鋼的力學(xué)性能降低[25]。強(qiáng)塑積隨基體中殘余奧氏體含量的增加而增大[12,14]。顯微組織為回火馬氏體和碳化物的中錳鋼的塑性和韌性較差,顯微組織為回火索氏體和奧氏體的中錳鋼的塑性和韌性較好[49]。 

3.   熱處理工藝

中錳鋼的熱處理工藝很多,最早為水韌處理[6,17,49]、淬火+回火處理[7,26,50]和退火處理[13,51],隨后因?yàn)樾枰獙?duì)水韌處理后的中錳鋼進(jìn)行性能調(diào)整又研發(fā)了亞溫等溫、等溫處理和二次回火處理等[52-53]工藝。在水韌處理時(shí),為了防止奧氏體中析出較多的碳化物,應(yīng)選擇合適的升溫速率和入水溫度[54]；經(jīng)水韌處理的1.2C-6.2Mn-0.51Si中錳鋼的屈服強(qiáng)度為440 MPa,抗拉強(qiáng)度為640 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為14.6%[17]。中錳鋼經(jīng)淬火+回火處理后可以得到回火板條馬氏體、ε-FexC和少量的殘余奧氏體[7,25]。隨著淬火溫度的升高,中錳鋼組織由鐵素體和馬氏體向全馬氏體組織轉(zhuǎn)變[49]。熱軋中錳鋼經(jīng)退火后可以得到片層狀交替分布的鐵素體和殘余奧氏體組織,而冷軋中錳鋼則可得到等軸鐵素體和島狀殘余奧氏體[23,55]。錳和碳含量較高的中錳鋼組織中存在明顯的錳和碳的宏觀偏析帶,因此退火后的亞穩(wěn)奧氏體呈現(xiàn)層狀和雙尺度分布特征[55]。 

為了提高中錳鋼的性能,近年來(lái)新開(kāi)發(fā)了臨界退火[10,12-13,21]、淬火配分（Q&P）[11,38,45]、逆相變退火（ART）[14,31,36,42]和多次軋制+低溫回火（D&P）[5]等工藝。臨界退火是將中錳鋼由室溫加熱到臨界奧氏體轉(zhuǎn)變溫度并保溫一段時(shí)間后進(jìn)行水冷或空冷的熱處理方法。這種方法制備的0.27C-3.84Mn-1.6Al-0.6Si-0.07V-0.03Nb中錳鋼具有良好的綜合性能,屈服強(qiáng)度為848 MPa,抗拉強(qiáng)度為1 118 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為42%,強(qiáng)塑積為47.1 GPa·%[13]。Q&P處理在淬火過(guò)程中通過(guò)碳原子從毗鄰的馬氏體向奧氏體中聚集使奧氏體富碳,以達(dá)到未轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定保留到室溫狀態(tài)的目的,最終獲得馬氏體和殘余奧氏體雙相組織,從而提高中錳鋼的綜合性能。Q&P處理后,0.32C-3.65Mn-1.48Si-0.24Mo-0.34Ti中錳鋼的屈服強(qiáng)度為1 074 MPa,抗拉強(qiáng)度為1 527 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為10.5%,硬度為527.7 HV[11]。ART是將中錳鋼經(jīng)奧氏體化后淬火得到全馬氏體組織,再加熱到兩相區(qū)溫度并保溫后空冷至室溫,獲得馬氏體或鐵素體+殘余奧氏體雙相組織的一種工藝。ART工藝能夠細(xì)化晶粒,顯著提高中錳鋼力學(xué)性能并且縮短制備時(shí)間[24],所制備的0.1C-7.0Mn-0.05Al-1.0Si中錳鋼具有良好的綜合性能,屈服強(qiáng)度為1 130 MPa,抗拉強(qiáng)度為1 240 MPa,強(qiáng)塑積為52 GPa·%[30]。通過(guò)調(diào)整ART熱處理參數(shù)可以使0.3C-9.0Mn-2.0Al-3.0Cu中錳鋼的強(qiáng)塑積達(dá)到67.2 GPa·%[9]。ART熱處理工藝得到的板條馬氏體內(nèi)部存在高密度位錯(cuò),提高了變形初期的加工硬化和抗拉強(qiáng)度,在保持中錳鋼原有屈服強(qiáng)度的基礎(chǔ)上,消除了屈服平臺(tái)延伸[51]。研究[14]發(fā)現(xiàn),兩步ART處理可以使中錳鋼的組織更加均勻,力學(xué)性能更加穩(wěn)定,且增加兩步ART工藝之間的溫度差,可進(jìn)一步提高中錳鋼的力學(xué)性能。D&P工藝是對(duì)中錳鋼進(jìn)行熱軋+溫軋+冷軋多次變形,再進(jìn)行低溫回火的處理過(guò)程；采用該工藝制備的中錳鋼具有非均勻亞穩(wěn)奧氏體嵌入馬氏體基體的層狀雙相組織,馬氏體基體具有不均勻的晶粒形貌和亞結(jié)構(gòu),晶間存在大量的位錯(cuò),晶內(nèi)有位錯(cuò)和孿晶,中錳鋼的屈服強(qiáng)度可達(dá)到2 210 MPa,強(qiáng)塑積達(dá)到35.2 GPa·%[5]。 

4.   力學(xué)性能

通過(guò)合金化改變顯微組織、控制晶粒尺寸和相變行為等方法,可以不斷提高中錳鋼的力學(xué)性能。經(jīng)過(guò)30多a的研究,中錳鋼的屈服強(qiáng)度由最初的385 MPa逐步提高到2 210 MPa,抗拉強(qiáng)度由491 MPa提高到1 820 MPa,強(qiáng)塑積未見(jiàn)明顯的變化,分布在10~68 GPa·%之間,斷后伸長(zhǎng)率由11%提高到55%。 

早期對(duì)于錳質(zhì)量分?jǐn)?shù)在6%左右、碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)在1%左右中錳鋼的研究較多,主要通過(guò)添加鈦、鉬、鈮和氮等合金元素對(duì)中錳鋼進(jìn)行合金化來(lái)提高其性能,熱處理方式通常為水韌處理[6,18,47,56],所制備的中錳鋼組織一般為亞穩(wěn)態(tài)單相奧氏體,屈服強(qiáng)度在385~602 MPa之間,抗拉強(qiáng)度在491~713 MPa之間,斷后伸長(zhǎng)率在5.4%~13%之間。從2000年起,研究者以Mn6中錳鋼為基礎(chǔ),通過(guò)減少或者提高錳含量的方法,研究不同錳含量中錳鋼的力學(xué)性能。孔華君等[54]研究了0.58C-7.50Mn-1.25Cr-0.44Si-0.09Mo中錳鋼分別在水韌處理、等溫處理和二次回火處理后的組織和性能變化,發(fā)現(xiàn)：水韌處理后得到單一奧氏體組織,等溫處理后得到珠光體、屈氏體、馬氏體及殘余奧氏體組成的多相組織,二次回火處理后的組織為奧氏體基體、粒狀碳化物及馬氏體；二次回火處理后的抗拉強(qiáng)度最大（471.3 MPa）,等溫處理后次之（462.6 MPa）,水韌處理后最低（402.1 MPa）。許振明等[57]通過(guò)對(duì)含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.8%~1.5%、錳質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%~5.0%、硅質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.0%~2.5%的中錳鋼進(jìn)行變質(zhì)處理,獲得奧氏體+貝氏體組織,且組織中均勻分布著以碳、錳和硅為主要元素的球團(tuán)狀共晶體,該鋼的硬度可達(dá)40~50 HRC,抗拉強(qiáng)度在800~970 MPa。 

2010年后,特別是ART和Q&P熱處理工藝的出現(xiàn),使得中錳鋼的力學(xué)性能大幅提高,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度高于1 000 MPa。熱處理方式的改變使得中錳鋼顯微組織發(fā)生改變,從而改變中錳鋼的力學(xué)性能。韓仃停[30]對(duì)0.1C-7.0Mn-1.0Si-0.05Al-0.003N中錳鋼進(jìn)行了軋制+ART處理,得到奧氏體+鐵素體組織,該鋼的屈服強(qiáng)度為1 130 MPa,抗拉強(qiáng)度為1 240 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為42%,強(qiáng)塑積為52 GPa·%。鄧杰等[11]對(duì)0.32C-1.48Si-3.65Mn-0.24Mo-0.34Ti中錳鋼進(jìn)行了Q&P熱處理,得到的顯微組織由板條狀一次馬氏體、塊狀二次馬氏體及細(xì)小的殘余奧氏體組成,同時(shí)還存在大量彌散分布的微米級(jí)析出相；馬氏體相變時(shí)的不均勻切變以及界面附近塑性變形引起的大量位錯(cuò)和層錯(cuò)、馬氏體不對(duì)稱畸變偶極應(yīng)力場(chǎng)、納米（Ti,Mo）C粒子與位錯(cuò)的交互作用、第二相粒子的細(xì)晶強(qiáng)化作用和殘余奧氏體TRIP效應(yīng)的共同作用提高了中錳鋼的綜合性能,其屈服強(qiáng)度達(dá)到1 013 MPa,抗拉強(qiáng)度為1 531 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為11.0%。 

2017年,中錳鋼的力學(xué)性能得到進(jìn)一步突破,屈服強(qiáng)度達(dá)到2 000 MPa以上,這一突破意味著我國(guó)研制的中錳鋼性能已領(lǐng)先世界其他國(guó)家。香港大學(xué)的黃明欣博士與北京科技大學(xué)的羅海文教授及其團(tuán)隊(duì)對(duì)0.47C-10Mn-2Al-0.7V中錳鋼進(jìn)行熱軋→臨界退火→冷軋→回火處理,得到具有高位錯(cuò)密度的馬氏體+奧氏體組織,通過(guò)位錯(cuò)相互作用使得中錳鋼獲得了2 000 MPa以上的超高屈服強(qiáng)度[5]。 

5.   耐磨性能

我國(guó)最早對(duì)中錳鋼的研究以提高其耐磨性能為主要目的。中錳鋼在磨料磨損[58-59]、沖蝕磨損[49]、沖擊磨料磨損[60]、滑動(dòng)摩擦磨損[37]、滑動(dòng)-腐蝕磨損[61]等條件下均表現(xiàn)出良好的耐磨性能,主要磨損機(jī)理為顯微切削、鑿削磨損[59]和犁削磨損[62],主要抗磨機(jī)制為孿晶強(qiáng)化[63]、馬氏體相變強(qiáng)化[37]和復(fù)合強(qiáng)化[61]。 

早期主要針對(duì)單相奧氏體中錳鋼的耐磨性能進(jìn)行對(duì)比研究?？讘椢涞?/span>[18]研究了水韌處理單相奧氏體中錳鋼的摩擦磨損性能,發(fā)現(xiàn)：在中、低應(yīng)力磨損工況下,摩擦熱應(yīng)力和切變應(yīng)力的交互作用會(huì)造成中錳鋼中奧氏體的碳含量降低,導(dǎo)致中錳鋼發(fā)生馬氏體相變,加工硬化速率高于高錳鋼,具有較好的耐磨性能；在靜載磨料磨損工況下,中錳鋼的磨損質(zhì)量損失為高錳鋼的83%,而在沖擊磨料磨損工況下,其磨損質(zhì)量損失僅為高錳鋼的62%。王明勝等[6]設(shè)計(jì)了一種塑性變形誘發(fā)奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的上限溫度高于室溫的單相奧氏體中錳鋼,其碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8%~1.1%,錳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.0%~8.0%,硅質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%~0.8%,經(jīng)6×104次沖擊后,該鋼的磨損質(zhì)量損失為Mn13鋼的36%。謝敬佩等[47]研究了經(jīng)淬火+回火處理的含鈮、氮和稀土元素的中錳鋼的沖擊磨料磨損性能,發(fā)現(xiàn)：不添加鈮、氮和稀土元素時(shí)中錳鋼的磨損質(zhì)量損失為Mn13鋼的81%,添加鈮和氮時(shí)為Mn13鋼的50%,添加鈮、氮和稀土元素時(shí)為Mn13鋼的46%；彌散分布的鈮、氮化合物可以強(qiáng)化基體并阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),稀土元素可以改善夾雜物的形狀及分布,從而提高基體的韌性,二者綜合作用使中錳鋼獲得了更好的耐磨性能。荊天輔等[64]研究發(fā)現(xiàn),含鈦胞狀碳硼化物奧氏體中錳鋼0.88C-7.93Mn-0.41Si-0.73Ti-0.73B在沖擊磨料磨損條件下的磨損質(zhì)量損失是Mn13鋼的51%,這是因?yàn)榫哂懈哂捕鹊暮伆麪罟簿ЫM織可阻礙奧氏體變形并阻止磨粒侵入。隋金玲等[65]研究發(fā)現(xiàn),當(dāng)碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于1.2%時(shí),變質(zhì)處理能提高中錳鋼的硬度、沖擊韌度、加工硬化能力和中等沖擊作用下的耐磨性能。何鎮(zhèn)明等[66]研究發(fā)現(xiàn),奧氏體穩(wěn)定性較差的中錳鋼的加工硬化效應(yīng)是位錯(cuò)強(qiáng)化和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體共同作用的結(jié)果,合適的奧氏體穩(wěn)定性和二次相顆?？墒箚蜗鄪W氏體中錳鋼的耐磨性比高錳鋼提高50%~140%。 

近年來(lái),由于ART和Q&P熱處理工藝的出現(xiàn),中錳鋼的顯微組織從單相奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄪W氏體+馬氏體或鐵素體的雙相組織,耐磨性能也發(fā)生明顯變化。孫榮民[7]對(duì)0.15C-4.94Mn-0.003N中錳鋼進(jìn)行ART熱處理,在650 ℃下退火1 min得到了殘余奧氏體+馬氏體組織,而相同溫度下退火6 h得到殘余奧氏體+鐵素體組織；在二體磨料磨損工況下,ART熱處理中錳鋼的磨損質(zhì)量損失是淬火+回火處理的64%,且組織為殘余奧氏體+鐵素體時(shí)的耐磨性能略優(yōu)于組織為殘余奧氏體+馬氏體,前者磨損質(zhì)量損失是后者的93%。鄧杰等[11]對(duì)含鈦量較高的0.32C-3.65Mn-1.48Si-0.24Mo-0.34Ti中錳鋼進(jìn)行Q&P熱處理,獲得馬氏體+殘余奧氏體組織,同時(shí)組織中還存在彌散分布的微米級(jí)TiN以及納米級(jí)（Ti,Mo）C和TiN-（Ti,Mo）復(fù)合析出相；二體磨料磨損試驗(yàn)結(jié)果顯示,這些析出相對(duì)磨粒的鑿入和切削具有阻礙作用。黃龍[50]對(duì)化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為（0.11~0.12）C,（2.9~3.1）Mn,（0.2~0.22）Si,0.02Al,0.013Ti,0.004N的中錳鋼進(jìn)行Q&P熱處理,獲得了殘余奧氏體+馬氏體組織,在沖擊磨料磨損工況下,該鋼的磨損質(zhì)量損失明顯低于NM360馬氏體鋼。經(jīng)ART和Q&P熱處理后中錳鋼的耐磨性能比馬氏體鋼有所提高。 

6.   結(jié)束語(yǔ)

經(jīng)過(guò)30多a的發(fā)展,研究者通過(guò)優(yōu)化成分設(shè)計(jì)和熱處理工藝等方法使中錳鋼的力學(xué)性能大幅提高,屈服強(qiáng)度由385 MPa逐步提高到2 210 MPa,抗拉強(qiáng)度由491 MPa提高到1 820 MPa,強(qiáng)塑積最高達(dá)到67.2 GPa·%,斷后伸長(zhǎng)率由11%提高到55%。在磨料磨損、沖蝕磨損、沖擊磨料磨損、滑動(dòng)摩擦磨損、滑動(dòng)-腐蝕磨損等工況下,中錳鋼均表現(xiàn)出良好的耐磨性能。根據(jù)上述對(duì)中錳鋼的研究進(jìn)展和應(yīng)用情況的分析,得到今后中錳鋼的研究方向如下：（1）研究熱處理工藝、化學(xué)成分以及軋制工藝的協(xié)同作用對(duì)中錳鋼顯微組織的影響,進(jìn)一步優(yōu)化化學(xué)成分和熱處理工藝,對(duì)顯微組織進(jìn)行調(diào)控,最終不斷提高其使用性能；（2）研究中錳鋼的工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用技術(shù),使實(shí)驗(yàn)室研究成果更好地服務(wù)于工業(yè)生產(chǎn)；（3）研究如何將強(qiáng)韌性優(yōu)異的中錳鋼與硬顆粒相結(jié)合,設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)出顆粒增強(qiáng)中錳鋼基復(fù)合材料,或可進(jìn)一步提高中錳鋼的耐磨性能。

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