中锰钢最早在20世纪70年代由Miller研究，以探讨Hall-Petch关系在亚微米晶粒材料中的适用性[1]。在过去十多年中，由于中锰钢具有优异的强度和延展性组合，它在汽车钢材领域受到了越来越多的关注，并被归类为第三代先进高强度钢（AHSSs）[[2], [3], [4], [5]]。这种钢材通常含有4～12 wt%的Mn，在亚临界退火过程中会发生逆向奥氏体转变，形成由亚微米铁素体和奥氏体组成的双相微观结构。C和Mn同时分配到奥氏体中，使其在室温下保持稳定。超细晶粒结构结合变形诱导的奥氏体-马氏体转变（TRIP效应），使得中锰钢能够达到800～1200 MPa的拉伸强度，总伸长率超过30% [[2], [3], [4], [5]]。迄今为止，大量研究集中在合金成分[[6], [7], [8], [9]]、初始微观结构[10,11]和退火参数[12,13]对微观结构演变和机械性能的影响上。退火过程中微观结构演变的机制[[14], [15], [16], [17]]，以及微观结构与机械性能（特别是拉伸性能）[18], [19], [20], [21], [22], [23]]之间的相关性也得到了系统的阐明。此外，还研究了与加工和应用相关的性能，如涂层适应性[24]、焊接性[25]和抗氢脆性[26,27]。
由于Mn含量相对较高，中锰钢具有优异的淬透性。热轧后的微观结构主要由片状马氏体组成。在亚临界退火过程中，奥氏体优先在马氏体界面（包括片状、块状、包状和先前奥氏体晶界）处析出并生长，而剩余的马氏体则重新转化为铁素体。因此，退火后形成交织的片状铁素体-奥氏体双相微观结构，相应的拉伸曲线表现出连续屈服[10,23,28]。相比之下，冷轧后的微观结构主要由变形马氏体组成。退火过程中，奥氏体与马氏体恢复和再结晶同时发生，形成等轴铁素体-奥氏体双相微观结构。在拉伸变形过程中，局部变形带沿试样传播，称为吕德斯变形（Lüders deformation），导致应力-应变曲线上的屈服点现象和屈服平台[10,[28], [29], [30], [31], [32]]。由于汽车车身板要求高表面质量和尺寸精度，通常使用冷轧板材。然而，这种不均匀的变形会导致冲压后表面起皱[33]，从而限制了中锰钢在汽车工业中的应用。
屈服点现象和吕德斯变形通常在低碳钢[34]和超细晶粒金属材料[[35], [36], [37], [38], [39]]中观察到。宏观上，屈服点现象归因于应力下降或加工硬化不足[40,41]。结果，局部变形发生，类似于拉伸载荷下的缩颈现象。维持该局部区域变形所需的载荷低于扩展变形前沿所需的载荷，导致局部应变进一步增加[40,41]。然而，局部区域通过位错增殖[42,43]等机制持续发生加工硬化，当应变达到一定值时，进一步局部变形所需的载荷超过扩展变形前沿所需的载荷[40,41]。因此，局部变形在整个试样中传播，导致吕德斯变形。微观上，提出了两种主要理论来解释这些现象：位错解钉理论[44,45]和移动位错增殖理论[[46], [47], [48]]。Cottrell和Bilby[44]提出，间隙C和N原子在位错周围聚集，形成所谓的“Cottrell大气层”，从而固定位错。变形过程中位错解钉所需的应力高于后续位错运动所需的应力，导致应力下降——这是解释低碳钢中屈服点现象和吕德斯变形的常用机制。移动位错增殖理论最初基于Johnston-Gilman模型[46,47,49]提出，认为塑性变形的临界剪切应力与移动位错密度成反比。当初始移动位错密度较低时，变形过程中的快速位错增殖会导致流动应力短暂下降，从而导致非连续屈服。这一理论常用于解释超细晶粒金属材料中的屈服点现象和吕德斯变形。此外，研究[50], [51], [52], [53]表明，马氏体转变作为变形机制也可以引起屈服点现象和吕德斯变形。
基于这些理论，许多研究人员试图解释热轧和冷轧中锰钢在亚临界退火后的屈服行为差异。Luo等人[29]认为，中锰钢中的吕德斯变形与低碳钢中的屈服现象具有相同的起源——即间隙C原子的固定效应（Cottrell大气层）——并且冷轧和退火钢中铁素体中较高的C含量促进了吕德斯变形。Han等人[10]将热轧和退火钢中的连续屈服归因于铁素体和奥氏体相当的强度，它们同时发生变形。在这种情况下，奥氏体在变形早期转变为马氏体，增加了加工硬化率并抑制了吕德斯变形。而在冷轧和退火钢中，铁素体是较软的相，首先发生变形，而奥氏体在变形初期保持不变，导致加工硬化率较低，从而发生吕德斯变形。Steineder等人[28]提出，热轧和退火钢中的细长片状微观结构促进了沿片状方向的位错增殖，增强了加工硬化效果，相对于冷轧和退火形成的等轴微观结构，从而抑制了吕德斯变形。Sun等人[31]和Wang等人[30]认为，冷轧和退火钢中较低的初始位错密度促进了变形过程中的快速位错增殖，降低了所需的流动应力，导致非连续屈服。此外，Sun等人[31]报告称，热轧和退火钢的片状微观结构具有较高的初始位错密度，位错在片状长度方向上的堆积导致位错在片状尖端集中，这促进了位错萌生，但相对于等轴微观结构减少了有效位错源的数量，从而导致较慢的位错增殖和连续屈服。尽管这些解释可以解释特定的实验观察结果，但多种解释的共存突显了所提出机制的局限性和不一致性。
以往关于中锰钢的研究[15,18,23,[54], [55], [56], [57]]一致表明，热轧和退火钢中的铁素体和奥氏体表现出Kurdjumov-Sachs（K-S）或Nishiyama-Wasserman（N-W）取向关系，而冷轧和退火钢中的等轴铁素体和奥氏体之间通常没有特定的取向关系。特定取向关系的存在是形成相干或半相干界面的前提。然而，在解释这两种微观结构不同的屈服行为时，这一关键差异往往被忽视。金属材料中的界面可以根据其晶格匹配程度被分类为相干、半相干或非相干，位错与这些类型界面的相互作用强烈影响机械性能。在纯Cu[58]和高熵合金[59,60]中，位错与相干界面的相互作用可以增强加工硬化，从而提高强度和（或）延展性。在纳米层状CoAl/Fe复合材料[61]中，Fe层中的位错可以穿过相干界面进入CoAl层，使原本脆性的金属间化合物在室温下具有塑性。此外，与非相干界面相比，相干和半相干界面具有更少的错配位错和缺陷，从而形成更强的界面结合[62], [63], [64], [65]]。因此，提高界面相干性是改善机械性能的有效方法。然而，中锰钢中铁素体/奥氏体界面的相干特性及其对机械性能的影响仍不明确。
本研究系统地表征了热轧和冷轧退火中锰钢中铁素体/奥氏体界面的相干特性。阐明了这些界面的形成机制、变形过程中的位错-界面相互作用及其对屈服行为的影响。建立了界面相干性与超细晶粒金属材料屈服行为之间的直接关联。基于这些发现，提出引入能够传递位错的相干或半相干界面是抑制超细晶粒材料中非连续屈服的有效策略。
