中Mn钢因其兼具高强度、良好的塑性和适中的合金成本而备受关注[1], [2]。它们主要作为第三代先进高强钢用于汽车结构件的开发。这种性能组合支持了汽车轻量化、成形性和碰撞安全性的要求[3], [4]。除汽车板材应用外，更广泛的碳中Mn钢家族中更高含碳等级的钢种也被研究用于采矿服务中的抗冲击和耐磨部件[5], [6]。本研究关注一种低碳中Mn钢。其力学响应与嵌入在BCC主导基体中的保留奥氏体（RA）密切相关。在拉伸变形过程中，RA可以通过应变诱导相变转变为马氏体。这种相变诱导塑性（TRIP）效应维持了加工硬化并延缓了塑性失稳[7], [8]。然而，RA的作用不仅取决于其体积分数。其化学稳定性、尺寸、形貌、空间分布和晶体学取向共同决定了其力学稳定性和相变行为[9]。因此，提高中Mn钢的强塑性匹配需要对RA含量及其变形过程中的相变活性进行控制[10], [11]。
退火是控制中Mn钢中回复奥氏体的重要途径[12], [13]。两步或多阶段退火可以通过改变加热路径和元素分区来调节奥氏体的形核、生长和稳定化[14]。这导致具有不同奥氏体形貌和稳定性的多相微观组织。先前的研究表明，薄膜状、块状和等轴奥氏体在TRIP激活和应变容纳方面存在显著差异[7], [9]。同时，碳化物的析出、保留和溶解可以影响C和Mn的局部分区、界面迁移和奥氏体回复[15], [16]。因此，退火后的微观组织不仅由退火温度和保温时间决定，还与退火前的前驱微观组织密切相关。
前驱微观组织定义了随后退火过程中的形核位点、界面类型、局部储存能和元素重分布路径[17], [18]。在中Mn钢中，不同的冷却路径，如水冷、空冷和炉冷，可以产生不同的前驱态[19]。这些前驱态在相组成、缺陷结构、碳化物分布和晶体学继承方面存在差异。这种差异可能在MRA过程中被部分保留或重构，从而改变回复奥氏体的分布、尺寸和力学稳定性[20], [21]。然而，大多数研究侧重于最终热处理条件或退火后的微观组织[13]。前驱冷却路径、MRA响应和变形过程中有效奥氏体利用之间的连续联系仍未得到充分阐明。
先前的研究已经确立了奥氏体回复退火前的微观组织会影响中Mn钢中的后续奥氏体形成。Hu[19]通过亚临界预退火引入前驱态，并表明碳化物的演化和C、Mn的重分布加速了后续奥氏体回复。Zhao[22]比较了亚临界退火后的空冷和水冷，并将冷却路径与后续回火过程中奥氏体稳定性、碳化物析出和塑性失稳联系起来。Ding[23]通过中断淬火改变已有奥氏体的含量，并证明其对回复动力学和加工硬化的影响。这些研究将预退火、亚临界后冷却或中断淬火视为独立的工艺变量。然而，在相同的MRA制度之前使用不同冷却路径构建前驱态的后果尚未得到系统建立。所产生的前驱组织是被继承还是被重构，以及这种区别如何影响拉伸变形过程中保留奥氏体的转变分数，仍不清楚。
为弥补这一空白，我们从Fe-0.2C-8Mn-3Al-3.5Ni-1Cu-0.08Mo-0.08Ti-0.10V（wt.%）钢中制备了两种前驱态。试样在800 °C保温10分钟后分别水冷或空冷，以获得WQ-P和AC-P。两种前驱态均接受相同的MRA制度。比较两种路径中碳化物的尺寸、空间分布和界面位置，以评估其与后续微观组织演化的关系。这种对照比较揭示了WQ-MRA中的板条继承和AC-MRA中的分散重构。这两种演化路径进一步与拉伸变形过程中保留奥氏体的转变分数和加工硬化响应联系起来。主要贡献是前驱设计、碳化物相关界面与加载过程中保留奥氏体转变分数之间的直接联系。结果表明，初始保留奥氏体分数本身并不能解释强塑性匹配。
