德国马普所的DierkRaabe教授团队的这篇综述基于这些见解，各种可用的加工路线之间的相互作用，产生的微观组织和力学响应进行了严格的评估和合理化，并与其他高强度钢进行了系统的比较。该综述的目的不仅是为加速这类钢材的发展提供一个理论框架，而且还从学术和工业的角度强调了该领域的开放科学问题和挑战，这些问题和挑战需要未来的研究努力。相关研究成果以题Physicalmetallurgyofmedium-Mnadvancedhigh-strengthsteels发表在国际材料著名综述期刊InternationalMaterialsReviews上。
奥氏体的分数和稳定性对MMnS的力学性能有很大影响，这对钢的应变硬化能力和损伤容损能力有重要影响。因此，在退火处理过程中奥氏体形成/还原的热力学和动力学是必须了解的关键细节，以便通过适当的处理途径改进微观结构设计。图1显示了两种MMnS组成的奥氏体分数随温度变化的计算结果，以及淬火至室温后相应的残余奥氏体。随着退火温度的升高，MMnS中残余奥氏体分数先增加后下降，这是由于奥氏体的热稳定性降低(奥氏体中C和Mn的富集减少)和淬火马氏体的形成。虽然这些计算确实清楚地定义了退火过程中奥氏体形成的热力学极限，但实际的奥氏体分数和溶质分配是动力学调节的，它们经常显著偏离热力学平衡。
图1所示。计算了两种MMnS成分(和，单位为wt-%)在临界退火温度(IAT)下的奥氏体分数和淬火至室温(RT)后的残余奥氏体分数。
图2。(a)使用DICTRA模拟0.1(wt-%)钢，在不同温度下，从NPLE边界条件到PLE边界条件的不同生长阶段，奥氏体体积分数随时间的函数，如图所示(这里考虑了两个不同尺寸的模拟单元，0.5和1μm)。(b-d)基于Fe-C-Mn等温切片(开圈代表体成分，实圈代表现阶段铁素体的平均成分)界面联络线选择说明:(b)固定联络线的NPLE下生长;(c)奥氏体从NPLE向PLE生长过渡，连线向最大界面Mn含量方向移动。不同阶段的奥氏体/铁素体界面溶质分布示意图，突出显示了操作联络线。
图3。(a)奥氏体(γ)从渗碳体(θ)/铁素体(α)界面生长的示意图。通过比较θ/γ界面和γ/α界面的C活性，可以确定奥氏体中是否存在正的C活性梯度，并导致C扩散控制的奥氏体生长;(b,c)绘制了c扩散控制奥氏体生长(NPLE)到Mn扩散控制奥氏体生长(PLE)之间的转变，作为临界退火温度和渗碳体Mnu分数的函数。这些热力学评估是为了比较钢成分(b)0.1C-2Mn和(c)0.2C-5Mn(wt-%)。Ae1和Ae3分别为平衡时奥氏体形成的起始温度和结束温度。
图4。板条马氏体中不同形核位置的奥氏体生长及与相邻相演变的OR和发展的奥氏体形态的示意图，其中GBγG代表球状形态的晶界(GB)奥氏体，IGγG/γA代表球状/针状形态的晶内(IG)奥氏体。
图5。假设BCC体相(配位数z=8)和晶界(简化配位数z=6)之间存在亚稳态局部扩散平衡，不同温度下的偏析等温线。XBulk为体界Mn摩尔分数，XGB为晶界Mn摩尔分数。
图6。450℃Mn修饰6h后晶界的APT分析(a)12.5at-%Mn等浓度表面(选择12.5at-%Mn作为阈值，以突出Mn富集区域)。分别用蓝色、紫色和绿色框标记的区域的探测器图。在地图主极(红点)识别后，叠加相应的立体投影(黑点)。(b)(a)中红色虚线框所示的等浓度表面所显示的扭曲低角度晶界细节。(a)中蓝色虚线框突出显示的晶界通过晶界平面内的面内浓度分析导出并显示在(c)中。
MMnS的一个关键特征是大部分奥氏体可以被设计成亚稳态，然后在机械加载时可以转变为马氏体。由于马氏体的高强度和体积膨胀诱导的位错调节过程，这种从软主相(奥氏体)到较硬的显微组织产物(马氏体)的变形驱动转变导致了极高的应变硬化率(如图8(a)所示)。正是这种增加的应变硬化速率导致了合金更好的延展性，这种现象被称为TRIP效应。这种效应对于MMnS等超细晶粒材料尤其重要，因为当晶粒尺寸低于1μm时，其他依赖于位错积累的应变硬化机制通常会被抑制。如图8(b)所示，MMnS的应变硬化能力与变形诱发马氏体的数量有很强的依赖性。
图7。(a)奥氏体和马氏体的化学自由能随温度变化的示意图。(b)奥氏体-α′-马氏体转变的Bogers和Burgers模型示意图[134]。T/3=αγ/18112和3T/8=αγ/16112沿{111}γ平面的2次剪切使面心立方奥氏体转变为体心四方马氏体(T:孪生剪切)；(c)和(d)分别是在亚稳奥氏体不锈钢和临界退火MMnS中两个剪切体系相交处α′-马氏体成核的典型例子。(e)变形诱导α′-马氏体和ϵ-martensite对MMnS(0.2,inwt-%)应变硬化指数(n)的影响。本研究的相分数采用XRD测定。只有在形变诱发α′-马氏体形成时，才能获得最大应变硬化速率。
图8。(a)含粗粒δ-铁素体(δ-铁素体中Al和Si含量分别为~4和~3.5wt-%)的高Al、高Si添加MMnS(0.2C-10Mn-3Al-3Si,wt-%)的典型断裂表面和(b)开裂行为。(c)同一样品中δ-铁素体的选择区衍射图;(d)报道了MMnS中h诱导的损伤行为:d1，在0.2C-10Mn-3Al-1Si(inwt-%)两相钢中观察到h诱导的沿铁素体和应变诱导的α′-马氏体界面和母奥氏体晶界的沿晶开裂；d2,h诱导沿PAGB开裂，在含有层状奥氏体-铁素体组织的0.1(inwt-%)热轧退火钢中观察到；在中mn马氏体时效钢(0.01,wt-%)中观察到的铁素体应变诱导α′-马氏体界面和新鲜马氏体内部h诱导的纳米空洞。
图9。MMnS与典型的第一代/第二代AHSS之间的拉伸性能比较(根据已发表的数据绘制)。HSS:常规高强度钢，IF:无间隙钢，BH:可焙硬钢，HSLA:高强度低合金钢，Mild:低碳钢，DP:双相钢，CP:复合相钢，MS:马氏体钢，TRIP:相变诱导塑性钢，TWIP:孪晶诱导塑性钢。
过去15年的大量工作导致了MMnS领域的重大进展，特别是与新的微观结构设计有关，根植于对相变热力学和动力学的理解，并实现了机械性能的飞跃(图25)。这种优异的强度-延性组合，在这些钢中实现相对稀薄的成分标志着其进一步发展和应用的关键驱动力。在过去十年中，对MMnS的基本理解也取得了进展，特别是在奥氏体逆转和溶质划分动力学、局部溶质富集热力学、奥氏体变形行为以及变形诱导马氏体转变对屈服、应变硬化行为和损伤演化的影响(有或没有H的存在)方面。对MMnS的微观结构和微观力学基础的理解水平仍然远远低于其他类型的钢(例如DP和TWIP钢)。这主要是由于其巨大的复杂性，直接与中等mn含量和由此产生的多相微观结构有很大范围的可调相成分和条件有关。因此，该领域仍有许多机会有待进一步的基础研究。在此背景下，尚未解决的基本问题包括但不限于:(a)奥氏体从不同复杂的初始微观结构状态成核;(b)界面迁移率和相增长;(c)再结晶与奥氏体还原的相互作用;(d)局部化学和奥氏体还原/稳定性;(e)变形诱发马氏体成核机制;(f)单个变形机制对整体拉伸性能的定量贡献;(g)PLC频段和相关DSA机制的详细特征;(h)微合金化和析出的影响;(i)各种类型界面的特征及其与损伤和氢脆的相关性。
此外，另一个重要的研究方向是开发可靠的微观结构和本构微观力学模型，为进一步优化和发现替代成分和微观结构变体提供定量指导。精确控制晶粒内部或界面处的局部化学，是提高钢强度、应变硬化能力和损伤容限的一种新颖有效的组织工程方法。鼓励利用这一策略进行进一步的探索，然而，在考虑与当前工业实践的兼容性时，所要求的热机械加工的复杂性应最小化。综上所述，目前对MMnS基本理解的限制表明其有很大的进一步发展空间，这从科学和工程的角度证明了未来的研究工作。这些研究活动将像过去15年一样，不断为整个钢铁界带来新的知识。
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