0.   引言

中錳鋼是在高錳鋼的基礎(chǔ)上通過適當(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]。我國對(duì)中錳鋼的研究開始于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30多a的發(fā)展,我國生產(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：過多的碳會(huì)以碳化物形式析出,降低鋼的強(qiáng)度[6]；而過少的碳不能發(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夾雜物的作用[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,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%。化學(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[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)間的延長而增加,在675 ℃時(shí)隨著退火時(shí)間的延長先增加后減少[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。基體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,近年來新開發(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,斷后伸長率為42%,強(qiáng)塑積為47.1 GPa·%[13]。Q&P處理在淬火過程中通過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)塑積未見明顯的變化,分布在10~68 GPa·%之間,斷后伸長率由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,主要通過添加鈦、鉬、鈮和氮等合金元素對(duì)中錳鋼進(jìn)行合金化來提高其性能,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?？兹A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研制的中錳鋼性能已領(lǐng)先世界其他國家。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,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

經(jīng)過30多a的發(fā)展,研究者通過優(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。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)