近年来,中锰钢因具有优异的强塑积且兼顾了经济性和生产可行性而成为第三代汽车用钢研发的一个热点,如何进一步提高其综合力学性能特别是可制造性和服役安全性日益成为其是否能够成功应用的关键。对此,本文在传统的0.2C-5Mn中锰钢的基础上,添加了不同含量(0～3 wt.%)的A1元素,系统地研究了实验钢在热轧、冷轧及温轧过程中的组织演变、力学性能及氢脆断裂行为,着重分析了 A1含量、退火工艺和温轧工艺等对实验钢组织性能的影响规律,并探讨了改善其氢脆敏感性的技术途径。本文获得的主要实验结果如下:实验钢热轧并经不同退火工艺处理后的组织演变及力学性能的研究结果表明,随着A1含量的增加,实验钢的相变温度随之增加,提高了两相区退火处理温度,从而大幅度地缩短了两相区退火处理时间,有利于工业化生产。残余奥氏体的稳定性同样随Al含量的增加而明显地提高,有利于获得优异的综合力学性能:与未添加A1(0A1)钢的拉伸性能(抗拉强度1008 MPa,总伸长率36.2%,强塑积36.5 GPa·%)相比,添加1 wt.%Al(1A1)钢和3 wt.%Al(3A1)钢的强度水平虽然有所降低,但其塑性得到大幅度提高,强塑积分别高达49.2 GPa.%和56.2 GPa·%,明显优于相近Mn含量的其它中锰钢。3A1实验钢冷轧并经不同退火温度处理后的组织性能研究结果表明,随着退火温度的升高,残余奥氏体由片层状组织形态逐渐向等轴状组织形态转变,在730。℃退火温度下可获得奥氏体尺寸分布较为宽泛的多尺度组织形态,在拉伸变形过程中能够产生连续不断的TRIP效应,从而可获得更为优异的拉伸性能:3Al钢在退火温度为730 ℃及经200 ℃回火后,抗拉强度为1062 MPa,总伸长率为58.2%,强塑积为62 GPa·%。冷轧3A1钢退火后再进行200 ℃回火处理可使残余奥氏体中的碳含量增加,使得拉伸性能可得到进一步提高。3A1实验钢经两相区退火后进行不同变形量(0~90%)温轧处理的研究结果表明,随着温轧变形量增加,组织由无明显取向性的奥氏体和铁素体板条组织逐渐转变为平行轧制方向的细小片层状组织,强度逐渐增加而塑性逐渐降低,这使得实验钢的强塑积对温轧变形量的依赖性很小。因此,在仍可保持优异力学性能的前提下,可使得温轧处理的热加工工艺窗口增大,且有望简化传统中锰钢的生产工艺,特别是克服碳含量较高中锰钢的冷轧难题。通过研究3A1钢冷轧+不同温度退火及温轧+不同时间退火后的氢脆断裂行为,发现随着退火温度的增加及退火时间的延长,3A1钢的氢脆敏感性均呈现增加的趋势。断口分析表明,与未充氢试样的典型韧性断裂特征不同,充氢样断口起裂区呈现典型的空心韧窝及包含奥氏体/马氏体晶粒的实心韧窝的混合断裂模式。这种实心韧窝本质上是应力作用下氢致裂纹沿奥氏体与铁素体的界面萌生与扩展而形成的一种脆性沿相界面的断裂。实验钢的这种氢脆断裂行为主要与残余奥氏体的含量及其机械稳定性等因素有关。随着温轧变形量的增加,3A1钢的氢脆敏感性逐渐降低,因而利用温轧工艺可望成为降低中锰钢氢脆敏感性的一个有效途径。