Low DensityFe–Mn–Al–C Steels: Phase Structures, Mechanisms and Properties
低密度Fe-Mn-Al-C钢的相结构、机理和性能
本文介绍了低密度Fe-Mn-Al-C钢的结构相、显微组织特征以及与之相关的室温和低温性能，其优异的物理和机械性能的结合，在轻型防撞车身结构以及在低温行业结构件使用这种低密度Fe-Mn-Al-C钢，可以减少高达18%的结构重量。本文介绍了最新的合金设计策略，特别是重点总结了L ' 12 (Fe, Mn)3AlC碳化物(κ-碳化物)和B2型富Ni/Ccu析出物的最新相结构组织和变形行为。未来的科学和技术挑战是建立这些钢作为工业应用的结构材料上。
关键词：低密度钢；相结构；变形机制；强化机制；加工硬化机制；机械性能；低温力学性能；κ-碳化物
1. 引言
低密度Fe-Mn-Al-C钢是应用于汽车、化工和飞机工业的一类新兴结构材料。这些钢在室温和低温下表现出优良的拉伸力学性能，而且能够减轻18%的的构件重量，这是由于钢的含铝量高(每1 wt. % Al钢的密度减少1.3%，见图1所示[1])，此外，这些钢表现出引人入胜的性质，如高能量吸收的行为，高强度，高的室温和低温韧性，优良的疲劳性能和在温度升高时良好的抗氧化性。[2-13] 由于Mn和Al的对力学性能和抗氧化性能的影响，Fe-Al-Mn-C钢最初在80年代和90年代开发从经济性上考虑，用来替代Fe-Cr-Ni-C不锈钢。在过去的十年中，低密度Fe-Mn-Al-C钢引起了相当大的关注，因为这些钢可用于轻量化汽车防撞结构和低温工业的结构件。 Fe-Mn-Al-C钢由于存在一些无序和有序的fcc和bcc相，展现出优异的力学性能和物理性能的结合，可以通过选择组织控制进行调节性能，特别是对L ' 12 (Fe, Mn)3AlC碳化物(κ-碳化物)和B2型富Ni/ cu析出相的相变组织和变形行为提供新的合金设计策略来发展先进的低密度钢。这些钢表现出的强度和延性的优秀组合归因于独特的强化和应变强化机制，如有序强化、相变诱导塑性(TRIP)、孪生诱导塑性(TWIP)、剪切诱导塑性(SIP)，和动态滑移带强化。[2,5,8,10,11,14,15] 在本文中，用现代科技实验展现的Fe-Mn-Al-C钢相关的相，以及理论研究强化和应变强化机理进行了概括。概述了机械特性和分析了微观结构对其的影响。未来的科学和技术挑战是建立低密度Fe-Mn-Al-C钢作为工业应用的结构材料。钢的成分和合金含量将在下文中以重量百分比给出。
图1 低密度Fe-Mn-Al-C钢中Al含量对密度降低的影响
2. 相结构
低密度Fe-Mn-Al-C钢的特征有单相(bcc-铁素体/fcc-奥氏体)或双相(铁素体+奥氏体)结构，这取决于合金含量和热机处理，具有复杂分布的碳化物。在低密度钢中，最为关心的碳化物是MC、M3C、M23C6和M7C3型碳化物，以及有序的fcc (L’12)(Fe, Mn)3AlC碳化物，即κ-碳化物。[16 – 19] 通常，计算Fe–Mn–Al–C钢种等温截面的相图强烈依靠热力学数据库，有不同的描述报道。相图显示了铝含量扩大了铁素体相范围，抑制奥氏体相范围的总体趋势。这些图还预测到，对于给定的Al含量，奥氏体区随着C和Mn含量的增加而增大。图2显示了由PrecHiMn-4数据库计算的1 000℃(a)和600℃(b)下奥氏体Fe-30Mn-Al-C钢的等温相截面。[19]这些图表明，奥氏体在低Al含量(<6 wt.%)时是稳定的。随着C含量的增加，高铝钢中的奥氏体稳定性也随之提高(例如，添加1 wt.% C可增加奥氏体相的稳定性，其铝含量直到9 ~ 10 wt.% Al)。这些图也表明在Fe–Mn–Al–C钢奥氏体中κ 相稳定性是需要高铝和高碳的。在600℃时，Al >5 wt.%， C >1 wt.%时形成κ-碳化物。低Al含量(Al <6 wt.%)时，可形成渗碳体和M23C6型碳化物，而不是κ型碳化物。有趣的是，这张图也揭示了奥氏体、铁素体、渗碳体和κ-碳化物在特定的Al和C含量范围内是稳定的。例如，在高C含量(>1 wt.%C)下，可以发生κ-碳化物和渗碳体组合形式，另一方面，在高Al含量(>9 wt.%Al)时，铁素体、奥氏体和κ-相在有限的C含量范围内稳定。这些特征表明，为了促进κ-碳化物在奥氏体中的析出，必须严格控制C含量和退火温度。可以看出，在1 000℃时，κ-碳化物只有在C和Al含量较大时才稳定，如C >1.5 wt.% - Al >12 wt.%和C > 3wt.% - Al > 6 wt.%，这与实际使用的成分范围不相关。
图2 根据PrecHiMn-4数据库计算的Fe-30Mn-Al-C奥氏体钢在1 000℃(a)和600℃(b)时的等温相截面
3. 低密度Fe-Mn-Al-C钢的显微组织分类
从基体相结构来看，低密度Fe-Al-Mn-C钢可分为铁素体钢、奥氏体钢和双相钢三类。表1总结了最相关的微观结构和成分特征，Fe-Mn-Al-C钢的组织特征如下。
表1 低密度Fe-Mn-Al-C钢的组织和成分特征
3.1. 铁素体 Fe–Mn–Al–C 钢[20–24]
铁素体Fe-Mn-Al-C钢Mn含量低(< 5 wt.%)， Al含量为5 - 9 wt.%， C含量低(< 0.1 wt.%)。这些钢中还可能添加Si、Nb、Ti、V和Ta等元素，以促进MC型碳化物的析出和晶粒细化。在热加工条件下，这些钢沿轧制方向出现了δ-铁素体的延伸的晶粒组织，形成带状组织。在连铸过程中，δ-铁素体直接从液态产生，根据合金含量的不同，奥氏体相在热机处理后发生γ→α′马氏体相变，在铁素体基体中形成宏观马氏体带。[21,23]铝含量强烈地改变了这类钢铁素体基体的晶体结构，当Al >7 wt.%时，δ相发生有序转变，形成复杂的立方结构，如FeAl化学计量学的B2结构相和Fe3Al化学计量学的DO3结构相。根据铝含量的不同，δ-基体相可以是A2 -无序的FeAl、B2 -有序FeAl和DO3 -有序Fe3Al。通过冷轧和微合金化Nb、Ti、V、B等元素来细化晶粒。在这些钢中，由于在δ 相和 κ碳化物之间高的晶格错配（晶格错配~6%），κ碳化物是半共格界面的，导致了组织棒状延伸，见图3。(011)δ//(111)κ -碳化物的取向关系对应于Nishiyama-Wasserman关系，即(011)δ//(111)κ。最近用原子探针断层扫描(APT)铁素体Fe - 3.2Mn – 10Al - 1.2C钢κ碳化物的化学结构分析，展现了这些碳化物非化学计量上的结构。[25]这份报告展现的κ-碳化物非化学计量是由于部分替代Al的Fe或Mn在面心立方结构晶胞的角落里位置，根据C含量和冷却速度的不同，可以沿晶界形成粗大的κ-碳化物。
图3 Fe-3.0Mn-5.5Al-0.3C铁素体钢中层状α相/κ-碳化物组织的亮场TEM图像及衍射图谱
3.2. 奥氏体Fe–Mn–Al–C钢[9,26–41]
奥氏体Fe-Mn-Al-C钢的特征是高Mn含量(15-30 wt.%)，高Al含量(2-12 wt.%)，高C含量(0.5-2.0 wt.%)，这类低密度钢在热加工条件下表现出完全等轴晶奥氏体组织。合金的析出行为和γ→α相变特征取决于冷却速率和Al、C含量，特别是，铝含量高(> 9 wt. %)促进扭曲的铁素体的形成，以及沿着晶界有序的B2和DO3析出。[9]从力学的角度来看，κ-碳化物(L1’2的相)是最为相关的，钢中虽然其它碳化物的析出，即M23C6M7C3, M3C，也是可以影响力学性能。在奥氏体Fe-Mn-Al-C钢中，κ-碳化物的形成需要较高的Al和C的含量，即Al >5 wt.%和C >1 wt.%(见图2)。Κ-碳化物是共格和半共格析出（晶格错配<2%），与奥氏体是立方到立方晶胞位相关系，即[100]κ//[100]γ 和 [010]κ//[010] γ 。最近原子探针的分析断层扫描(APT)结合基于密度泛函理论(DFT)计算显示的非化学计量κ-碳化物在奥氏体Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C钢的结构，[35, 37]特别是，APT已经证实亚晶格已经耗尽了间隙原子C和代位原子Al。 这一效应归因于MnγAl反位点(假设MnγAl反位点与周围基体处于热力学平衡)在κ-碳化物共格引起的压缩弹性应变下能量上的积累。κ-碳化物分布是沿三个正交<001>方向上直径约为10 ~ 50 nm的立方状和板状析出相复杂的三维排列。用透射电镜(TEM)对κ-碳化物的二维分布进行了分析，结果显示在<100>方向的纳米级析出物相呈边带分布，图4(a) [15]原子探针断层扫描(APT)对κ-碳化物的三维分布进行了分析，最近发现κ-碳化物以不同粒子间距堆栈方式密集分布，图4(b)、4(c).15)，沿同一堆栈分布的κ-碳化物的粒子间距约为2-5 nm(图4(c)中狭窄的γ通道)。κ-碳化物沿不同层分布的粒子间距约为10-40 nm(图4(c)所示较宽γ通道)。
图4 600℃退火24h的Fe-30.4Mn-8Al-1.2C奥氏体钢中κ-碳化物的分布（a）：TEM暗场影像；(b)：基于APT数据的κ-碳化物三维形态和排列示意图；(c)； κ-碳化物沿<001>方向分布的二维投影，如图(b)所示
在Fe-Mn-Al-C奥氏体钢中，通过亚稳γ相的顺序旋节分解，即化学调制，κ-碳化物可以大量析出(体积分数高达40%)。第二种反应是γ的短程排序(SRO)为亚稳态(Fe, Mn)3AlCx (x < 1) L12相(κ ' -碳化物)，然后κ ' -碳化物有序转变为κ-碳化物。[26,27,29,31] κ’-碳化物具有与κ-碳化物一致的晶体结构，但是C原子并没有完全占据应有的空隙。特别是在Al 和C含量分别为>10 wt.%和>1 wt.%时，旋节分解动力学和κ-碳化物密度均随Al和C含量的增加而增加。在温度450 ~ 650℃范围内时效时间延长，κ-碳化物晶格常数升高，奥氏体晶格参数降低，这种效应促进了κ-碳化物凝共格性的损失。在650-800℃的退火温度下，粗大的κ-碳化物倾向于沿晶界析出，形成片层状γ/κ结构，图5(a)。根据钢的成分和退火条件，这些碳化物可以通过不同类型的反应形成，如单元晶胞转变和共析反应，[28,30,41]晶界κ-碳化物与相邻晶粒具有平行取向关系。在沉淀析出早期阶段，κ-碳化物沿着晶界形成离散的微粒。在(γ + κ)或(γ + α + κ)区域进一步退火，这些碳化物转变为沿晶界连续分布的薄膜，并生长为相邻的晶粒，如图5(b)所示。当Al含量较高(>6 wt.%)时，通过相态转变κ→α + β-Mn，[34,36,42]图5(c)， 5(d)沿晶界形成β-Mn析出物和α-bcc颗粒。γ/β- Mn取向关系为(111)γ//(221)β；(01-1)γ/ /(01-2)β；(-211)γ//(-542)β。[39]高Al含量奥氏体Fe-Mn-Al-C钢在高温(800℃)时效过程中发生γ→α转变，[32]得到的铁素体相中含有有序的B2和DO3组织，恶化了钢的力学性能。
图5 (a)：Fe - 30.5Mn– 8Al - 1.2 C钢奥氏体钢退火在600°C中96小时，[ 33]亮场的TEM图像κ碳化物沿两个相邻奥氏体颗粒γ1和γ2晶粒边界之间析出 (b)：Fe- 18Mn -7.1Al - 0.85 C钢退火在650°C保持100小时，亮场的TEM图像αγ/κ层状结构；[30] (C)：550℃退火500 h后Fe-31.4Mn-11.4Al-0.9 C奥氏体钢中β-Mn析出物的亮场TEM图像，(D)：在γ-基体/β-Mn中间相边界衍射模型。[39]
3.3. 双相Fe–Mn–Al–C 钢 [3,8–12,32,43–50]
双相Fe-Mn-Al-C钢具有复杂的多相组织，由δ-铁素体、α-铁素体、奥氏体，κ-碳化物和κ’-碳化物组成。高Mn含量铁素体基双相钢可形成α′马氏体和贝氏体，由于Mn和Al合金含量高，在热轧过程中凝固组织中具有这些元素的宏观偏析现象，形成宏观带状组织。通过调整热机条件，可以控制组织相的结构、尺寸、体积分数和分布。从基体相结构的角度看，低密度双相钢可分为铁素体基双相钢和奥氏体基双相钢。这些钢的微观结构特征如下。
铁素体基双相钢含有中等Mn含量(3-10 wt.%)， Al含量(5-9 wt.%)和低C含量(< 0.4 wt.%)，[10,44,48]这些钢具有复杂的双模态的δ-铁素体和奥氏体沿着轧制方向的带状组织，见图6（a），奥氏体带的相结构强烈地依赖于Mn含量和退火处理条件。奥氏体部分或完全转变为沿母相γ晶界或在δ/γ界面处形成的(α + κ)片状领域，层状(α + κ)结构的特征是细长的棒状半共格的κ-碳化物。高Mn含量时，抑制了γ→α + κ的分解，出现了γ→α′的马氏体相变。[46,47]奥氏体机体为主的双相Fe-Mn-Al-C钢Mn和Al含量较高(Mn > 25 wt.%和Al > 9 wt.%)，Al含量为5 ~ 12 wt.%， C含量为0.6 ~ 1.2 wt.%[3,8,8,11,12,32,43.,45,47,49,50] 在淬火态时均表现出充分的奥氏体组织。在500-800℃温度时效后，沿奥氏体晶界可形成复杂的铁素体带结构。另一方面，铁素体基双相钢具有复杂的δ-铁素体带状结构和沿轧制方向延伸的奥氏体条带，如图6(b)所示。从图中可以看出，奥氏体可以发生应变诱导的α′-马氏体转变。除了L ' 12 κ-碳化物的形成外，最近还提出了几种促进有序B2型析出相形成的析出策略。添加镍和铜约3 - 5 wt. %，使非剪切的 B2-type析出物在奥氏体带析出，导致增强机械性能。[8, 12,50]作为一个例子，图6 (c)显示在Fe-12Mn-7Al-0.5C-3Cu钢中，B2富铜析出物界面位错的聚集。根据合金含量和退火条件，铁素体条带可以含有B2析出物，κ-碳化物和奥氏体晶粒。κ-碳化物是通过共析分解γ→α + κ形成的。
图6 （a）铁素体基双相钢Fe-3.5Mn-5.8Al-0.35C钢的光学显微照片；[44] (b)：热轧奥氏体双相Fe-8.5Mn-5.6Al-0.3C钢的EBSD相图；[47] (c) Fe-12Mn-7Al-0.5C-3Cu钢在830℃退火1分钟后应变为0.02，[12]富Cu B2析出物的亮场TEM图像。
4. 形变热处理
Fe-Mn-Al-C钢的铸锭通常在1 100°C - 1 250°C的温度下均匀化1 - 3小时，然后在850-1 000°C的温度下热轧成2-5 mm厚度带钢。热轧后，热轧带钢在500-650℃的温度范围内冷却1-5小时，水冷或风冷至室温。在铁素体钢中，热轧带钢由于δ-基体晶粒尺寸大而细长，因此不能作为最终产品使用。为了控制晶粒尺寸、织构和析出行为，热轧带钢先进行冷轧，然后在700-900℃的温度下退火。对于铁素体基双相钢，最终可以采用奥氏体回火工艺。在奥氏体钢中，热轧带钢可以直接快速冷却到500-750°C的温度范围，然后缓慢冷却。另外，热轧带材可快速冷却至室温，然后等温退火。热轧后的冷却速度是防止有害的晶间κ-碳化物形成的关键。奥氏体钢的冷轧产品通常是在900-1 100℃的温度范围内对冷轧带钢进行固溶处理，然后快速淬火。沉淀析出硬化通常是在500-700℃的温度范围内进行5-20小时的退火处理。
5. 性能
在本节中，对低密度Fe-Mn-Al-C钢最相关的工程性能进行了综述，然而，由于这些钢作为潜在的结构材料的新颖性，几个工程性能的现有文献的阐述仍然是有限的，本节分析了低密度Fe-Mn-Al-C钢的室温和低温拉伸性能、冲击韧性、能量吸收和耐腐蚀性能。
5.1. 室温力学性能
Fe-Mn-Al-C钢在室温下表现出宽广的力学性能，这取决于合金成分和加工路线。图7绘制了几种Fe-Mn-Al-C钢在室温下的延伸率(TE)和抗拉强度(UTS)图。[2,3,5,6,8-12,21,23,24,26,32,33,38,43-45,47-62]。特别是，图7显示了以下特征:
图7 几种低密度Fe-Mn-Al-C钢的室温延伸率(TE)与极限拉伸强度(UTS)曲线。研究了几种常规高强度钢的拉伸性能，即IF (无间隙原子钢)、软钢、BH (烘烤硬化钢)、碳锰钢、HSLA(高强低合金)、TRIP(相变诱导塑性)、DP(双相)和MART(马氏体)
- 铁素体Fe-Mn-Al-C钢的拉伸性能与烘烤硬化钢(BH)钢、低合金C-Mn钢和HSLA钢相似。这些钢的抗拉强度为450-500 MPa，延伸率为15-30%。当Al >为7 wt.%时，短程有序(K1态)的形成甚至在冷轧过程中也会导致板材的脆性断裂。
- 铁素体基双相钢位于第一代先进高强度钢(如TRIP钢、双相钢和CP钢)的上限，它们的抗拉强度通常为600-800 MPa，延伸率为15-40%。
- 奥氏体基双相钢比铁素体基双相钢具有更优越的拉伸性能，这些钢通常表现出UTS为600-1 400 MPa和20-60% 的延伸率TE，特别是，添加Ni和Cu的奥氏体基双相钢表现出了吸引人的机械强度组合(屈服应力>1.0 GPa；UTS > 1.5GPa；适中的延伸率：20 - 30%。)，高Al含量钢(Al >10 wt.%)中含有高体积分数的纳米尺寸的κ-碳化物、粗大的晶间κ-碳化物和α-微粒，这种析出行为导致了钢的高强度(~1 400 MPa)，有限的TE(<10%)和高机械性能的各向异性。
- 奥氏体钢表现出良好的拉伸性能组合，即UTS为600-1 100 MPa, TE为40-100%。
低密度Fe-Mn-Al-C钢的拉伸性能与基础强化和变形机制有关。这些机制的主要特点如下:
- 铁素体和铁素体基双相钢的拉伸性能主要由铁素体的应变硬化能力[3,9,43]和粗晶间κ-碳化物的形成控制。钢中演变的位错亚结构是典型的铁素体钢。[9,11,59]在铁素体基双相钢中，奥氏体晶粒可发生应变诱导的α′-马氏体相变，在高应力水平下可形成变形孪晶。由于TRIP(相变诱导塑性)和TWIP(孪生诱导塑性)效应的激活，这些效应导致了增强的应变强化的能力。TRIP效应的效率取决于亚稳奥氏体的结晶取向及其对应变诱导马氏体形成的力学稳定性。
- 奥氏体基双相钢的拉伸性能是由奥氏体的应变强化的能力、可剪切的κ-碳化物和不可剪切的B2析出相的形成以及铁素体晶粒的大小控制的。
-奥氏体钢的拉伸性能较强，如固溶强化，由于微粒剪切和沉淀析出有序强化，即Orowan位错环。Yao等人最近对Fe-Mn-Al-C奥氏体钢的强化机理进行了分析，图8(a)总结了他们的分析。这张图显示了标准化强度(标准化相对于体积分数，Vf) 
作为平均析出微粒半径r的函数，反相边界(APB)能量的两个值，γAPB。用ab-initio方法计算了这两种不同相结构的κ-碳化物能量，一个含碳的γAPB， ~700 mJ/m2，另一个无C的γAPB ~350 mJ/m2，从图中可以看出，随着析出的粒子r尺寸的增大，强化机制由弱耦合颗粒剪切向强耦合颗粒剪切转变。此外，从图中可以看出，对于高r值(r > 40 nm)，主动强化机制为Orowan位错环强化。图中还显示，当γAPB值较高时，强化峰值应力增加，使用粒子半径来界定不同的强度方法是减弱的。值得指出的是，对于常规尺寸的κ-碳化物(10-40 nm)，从图中可以看出，颗粒剪切是主要的强化机制，同意实验的观察，[2, 4, 6, 9,15,38,45]图8 (b)显示了一个示例的κ硬质合金剪切Fe - 30.4Mn – 8Al - 1.2 C钢，拉伸真应变0.02，[15] Orowan位错环依然有助于这个大的间距粒子之间区域，即广泛γ-通道，见图4 (C)。
图8 (a)：规范化的κ-碳化物强化作为粒子半径的函数，r， 350(虚线)的γAPB和700(实线)mJ / m2γAPB；[15=] (b)：暗场的TEM图像κ-碳化物剪切Fe - 30.4Mn – 8Al - 1.2C钢，拉伸应变到0.02真应变。[15]
Fe-Mn-Al-C钢优良的奥氏体加工硬化行为是归因于平面错位亚结构的形成和演变，[3,5,6,14,38,45]以及由于动态滑移带细化晶粒的机理，平面滑动带 [2, 14,15,38]处于应变状态，[14, 15]在低铝κ-无碳化物奥氏体钢中，变形孪晶也能够在高应力状态下激活，产生进一步的应变强化的能力。[5]这些位错组织的形成机制主要与短程有序(SRO)团簇和κ-碳化物的剪切有关。Haase等[38] 最近提出，这些剪切机制对滑移面软化效应也有类似的影响，从而对演变位错构型也有类似的影响。在无κ-碳化物奥氏体钢中，平面位错结构主要是碳含量对位错交叉滑移频率的影响，[5]和短程有序(SRO)对位错滑移的影响。[5,14,38] 在含碳κ-碳化物奥氏体钢中，平面二维位错结构的形成归因于κ-碳化物的剪切，图8(b)。由演变的平面位错结构产生的应变强化速率是足够高来补偿负的应变强化速率，这个负的应变强化的产生是由位错剪切和分割破碎κ-碳化物，额外的由位错运动拖拽出碳和其它元素导致了κ-碳化物的γAPB 的减少。[15]
5.2. 低温力学性能
Fe-Mn-Al-C奥氏体钢的低温力学性能与传统不锈钢相当。一般来说，Fe-Mn-Al-C奥氏体钢的低温力学性能主要取决于奥氏体对马氏体γ→α′，[63]碳化物行为，位错和孪晶结构的稳定性。[64]进一步探索新近计算的Fe-Mn-Al-C相图，结合最新的析出研究，可能打开低温低密度Fe-Mn-Al-C钢的空间设计图。例如，Li等人[64]最近提出了一种热力学方法，纳米级κ-碳化物和富Nb碳化物的异质形核分布，从而产生了优越的低温力学性能。图9给出了几种Fe-Mn-Al-C钢在77k温度下下的屈服强度(YS)、抗拉强度(UTS)、延伸率(TE)和夏比冲击功，[51,52,63 – 65]应力数值是真应力值。为了比较，图中包括了常规不锈钢的力学性能。图9(a)、9(b)表明，Fe-Mn-Al-C钢在77K温度时表现出YS为 ~1 GPa, UTS 为~ 1.8-2.0 GPa，真实延伸率为40-50%，与316LN (15Cr-12.5Ni-1.5Mn-2.5Mo-0.2Si-0.15N)不锈钢的伸长率相当。另一方面，Fe-Mn-Al-C钢在77K温度下 (6-140 J)时表现出较宽的Charpy V-notch (CVN)冲击功，低于316L的冲击功（~200J），见图9（c）。一般来说，无碳κ-碳化物奥氏体钢比含碳的κ碳化物的奥氏体钢表现出更高的CVN值。
图9 低密度Fe-Mn-Al-C钢的低温力学性能。(a)：屈服强度(YS)和抗拉强度(UTS)；(b)：拉伸延伸率(TE)；(c)：夏比V形缺口(CVN)冲击功
5.3. 冲击韧性
低密度Fe-Mn-Al-C钢展现出高的能量吸收行为，相比于常规的深冲性能钢，像DC04，HC300LA，高强度IF钢，见图10（a）。[1]当Al >为7 wt.%时，Fe-Mn-Al-C钢的Espec值约为0.5 J/mm3；比传统的深冲钢(0.16-0.25J/mm3)高50%左右，Espec是给定温度、高应变速率下单位体积的变形能，高应变率下，Fe-Mn-Al-C钢的能量吸收增强是由于剪切带的形成。Fe-Mn-Al-C钢的冲击韧性与微观组织有强烈相关关系，特别是取决于κ-碳化物的形成和δ-铁素体的存在。[13] Al含量对这些钢的冲击韧性起着重要的调节作用。当Al <7wt.%时，发生Fe3C和M7C3碳化物晶界析出，恶化了钢的塑性和韧性。当Al >7 wt.%时，由于κ-碳化物体积分数的增加和δ-铁素体的形成，机械强度提高，但塑性和冲击韧性降低。后者由于γ和δ相之间的变形不协调而导致冲击韧性的大幅度下降，图10(b)显示了几种奥氏体Fe-Mn-Al-C钢在不同退火条件下的夏比V形缺口(CVN)冲击功随测试温度的变化。[13,66]在溶解处理状态下(曲线3)，Fe-Mn-Al-C钢在室温下表现出与奥氏体不锈钢相似的高冲击功。在时效状态(曲线4和5)中，CVN冲击能随试验温度适度降低，达到与双相钢相似的值。
5.4. 耐蚀性
低密度Fe-Mn-Al-C钢在水环境中的耐蚀性与常规高强度钢相当，但不如304不锈钢。[67]添加铝，将产生正面的反腐效果，但是不能使Fe-Mn-Al-C钢增加抵抗应力腐蚀裂纹行为。[68]另一方面，加Cr降碳提高了Fe-Mn-Al-C合金的抗腐蚀性能，但限制了其力学性能，主要是由于双相；微观组织的缘故。[67,69]
6. 未来的挑战
近十年来，Fe-Mn-Al-C钢的基础研究十分活跃。研究领域如合金设计，[1,8,10,12,32]热力学数据库，[16 – 19]结构分析，[25,31,34,35,37,39,40]沉淀析出行为，[26~29,41,42] 相变，[30,36]和变形和强化机理[2-6,11,14,15,33,38,46,50,55,60,61,64]都进行了广泛的调查。然而，将Fe-Mn-Al-C钢作为结构材料应用于工业应用仍有许多悬而未决的问题，在以下几个科学和技术挑战的Fe-Mn-Al-C钢是解决。
6.1. 技术挑战
—炼钢。在Fe-Mn-Al-C钢的炼钢过程中，大量添加Mn和Al是很难处理的问题，钢水和耐材之间会发生强烈的化学反应，导致杂质和化学合金偏差。例如，在连铸过程中，钢水中的氧化铝导致水口堵塞絮流。由于铸坯与大气发生化学反应，铸坯表面会形成大量而致密的氧化铝，因此，在连铸Fe-Mn-Al-C钢时，会出现表面缺陷、脆性相和裂纹的形成以及脱碳等现象，为了克服这些缺陷，必须实施贯彻新的连铸工艺路线。
—工艺研究。对Fe-Mn-Al-C钢的冷轧和再结晶组织、轧制和随后再结晶的织构演变以及晶粒尺寸控制等方面的研究尚未详细论述，这些都是工业条件下优化加工设置的关键条件。
—机械性能。机械性能的分析，如断裂行为(特别是在低温下)，机械各向异性(特别是双基体钢)，和疲劳性能还没有得到详细的调研，这些力学性能的评价是建立低密度Fe-Mn-Al-C钢作为结构材料的关键。
—氢脆。氢脆是高强度钢研究的主要技术问题之一。分析氢对低密度Fe-Mn-Al-C钢力学行为的影响，对于这些钢的工业应用是至关重要的。在Fe-Mn-C钢中，Al的加入可以减轻奥氏体Fe-Mn-Al-C钢氢脆。[70 – 75]这一效应归因于Al增强了氢在Fe-Mn-Al-C钢中的溶解度，降低了氢的渗透性和扩散率。低密度Fe-Mn-Al-C钢中存在多种不同类型的微观结构界面和相结构，它们可能表现出不同的氢捕获效率，导致复杂的氢脆行为。例如，基于密度泛函理论(DFT)的计算预测，κ-碳化物的捕氢效率强烈地依赖于C和Mn的含量。[76] 这些计算表明，通过适当地控制沉淀析出，κ-碳化物成为氢陷阱。进一步的研究需要阐明微观结构界面的效率，如孪晶界、位错结构、B2析出物和κ-碳化物对氢捕获的影响。
6.2. 科学的挑战
-短程有序(SRO)。短程有序SRO的出现经常被认为是Fe-Mn-Al-C无碳化物奥氏体钢变形早期位错结构形成的平面特征。目前还不清楚SRO团簇的大小、热稳定性和结构稳定性等特征。从实验的角度来看，分析SRO以及SRO簇对塑性的影响是一项具有挑战性的任务，值得进一步研究SRO对塑性的影响，从而提供新的合金设计策略。
- Fe-Mn-Al-C双基体钢中富Cu/ ni B2相的相结构、析出行为及强化机制这些问题对于这些析出相的组织控制和新的合金设计策略的建立是至关重要的。
-微观结构界面的热力学行为。低密度Fe-Mn-Al-C钢，特别是双基体钢，包含不同类型的同相(孪晶界和位错结构)和异相界面(铁素体/奥氏体、奥氏体/B2、奥氏体/L1′2、铁素体/B2、铁素体/L1′2)。微观结构界面的热学和力学行为还没有详细的研究探讨，微观组织界面的热行为对于理解这些界面的迁移率及其对再结晶行为和晶粒长大的作用至关重要。另一方面，微观组织界面的力学行为(例如，孪晶/位错相互作用，析出相/位错相互作用，以及裂纹沿微观组织界面的扩展行为)是理解这些钢塑性的形核和扩展、损害形核和断裂行为的关键。
-合金控制的应变强化化机制。在低密度Fe-Mn-Al-C钢中观察到几种应变强化机制，这些机制塑性与不同组织相的复杂相互作用以及这些组织相的力学稳定性有关。为了建立稳健的合金设计策略，应该探索应变强化机制的合金方案的探讨。由于存在不同类型的微观结构界面，特别是异相界面，这是一项具有挑战性的任务，可导致局部化学元素梯度的发生。
7. 结论
低密度Fe-Mn-Al-C钢是汽车、飞机和低温工业的潜在结构材料。其优异的物理和机械性能的结合，可以减少结构高达20%的重量，使这些钢作为轻型防撞车体结构和深冷行业的结构材料。Fe-Mn-Al-C钢在室温和低温条件下，由于存在一些无序和有序的fcc和bcc相，表现出了优异的力学性能组合，这可以通过选择性显微组织控制进行调节。在过去的十年中，大量的研究活动致力于分析潜在的变形机制和确定晶体结构，这些工作如L ' 12 (Fe, Mn)3AlC碳化物(κ-碳化物)和B2型富Ni/ Cu析出相的晶体结构及其变形行为提供了新的认识，这些活动为先进低密度钢的开发带来了新的合金设计策略。本文提出了一种新的应变硬化机制，即通过剪切近程有序团簇和κ-碳化物形成扩展的平面位错组织来解释这些钢的优异应变强化。在工业应用中建立低密度Fe-Mn-Al-C钢作为结构材料仍然存在一些科学和技术挑战，尤其需要在合金设计、炼钢、加工、机械性能和氢脆等方面进行进一步的研究。这些挑战使低密度Fe-Mn-Al-C钢成为进一步科学技术研究的理想钢材。
致谢
作者要感谢NIMS资助项目“纳米尺度结构与界面动力学关系的原理阐明”的财政支持。
参考文献
1) D. Raabe, H.Springer, I. Gutierrez-Urrutia, F. Roters, M. Bausch, J.-B. Seol, M. Koyama,P.-P. Choi and K. Tsuzaki: JOM, 66 (2014), 1845.
2) K. Choi,C.-H. Seo, H. Lee, S. K. Kim, J. H. Kwak, K. G. Chin, K.-T. Park and N. J. Kim:Scr. Mater., 63 (2010), 1028.
3) H. Ding, D.Han, Z. Cai and Z. Wu: JOM, 66 (2014), 1821.
4) G. Frommeyerand U. Brüx: Steel Res. Int., 77 (2006), 627.
5) I.Gutierrez-Urrutia and D. Raabe: Acta Mater., 60 (2012), 5791.
6) I.Gutierrez-Urrutia and D. Raabe: Scr. Mater., 68 (2013), 343.
7) H. Kim,D.-W. Suh and N. J. Kim: Sci. Technol. Adv. Mater., 14 (2013), 014205.
8) S.-H. Kim,H. Kim and N. J. Kim: Nature, 518 (2015), 77.
9) K.-T. Park,S. W. Hwang, C. Y. Son and J.-K. Lee: JOM, 66 (2014), 1828.
10) S. S. Sohn,K. Choi, J.-H. Kwak, N. J. Kim and S. Lee: Acta Mater., 78 (2014), 181.
11) S. S. Sohn,H. Song, B.-C. Suh, J.-H. Kwak, B.-J. Lee, N. J. Kim and S. Lee: Acta Mater.,96 (2015), 301.
12) H. Song, J.Yoo, S.-H. Kim, S. S. Sohn, M. Koo, N. J. Kim and S. Lee: Acta Mater., 135 (2017),215.
13) S. Chen, R.Rana, A. Haldar and R. K. Ray: Prog. Mater. Sci., 89 (2017), 345.
14) E. Welsch,D. Ponge, S. M. H. Haghighat, S. Sandlöbes, P. Choi, M. Herbig, S. Zaeffererand D. Raabe: Acta Mater., 116 (2016), 188.
15) M. J. Yao,E. Welsch, D. Ponge, S. M. H. Haghighat, S. Sandlobes, P. Choi, M. Herbig, I.Bleskov, T. Hickel, M. Lipinska-Chwalek, P. Shanthraj, C. Scheu, B. Gault andD. Raabe: Acta Mater., 140 (2017), 258.
16) K. Ishida,H. Ohtani, N. Satoh, R. Kainuma and T. Nishizawa: ISIJ Int., 30 (1990), 680.
17) K.-G. Chin,H.-J. Lee, J.-H. Kwak, J.-Y. Kang and B.-J. Lee: J. Alloy. Compd., 505 (2010),217.
18) H.-J. Lee,S. S. Sohn, S. Lee, J.-H. Kwak and B.-J. Lee: Scr. Mater., 68 (2013), 339.
19) B.Hallstedt, A. V. Khvan, B. B. Lindahl, M. Selleby and S. Liu: Calphad, 56(2017), 49.
20) L. Falat,A. Schneider, G. Sauthoff and G. Frommeyer: Intermetallics, 13 (2005), 1256.
21) S. Y. Han,S. Y. Shin, H.-J. Lee, B.-J. Lee, S. Lee, N. J. Kim and J.-H. Kwak: Metall.Mater. Trans. A, 43 (2012), 843.
22) Y.-U. Heo,Y.-Y. Song, S.-J. Park, H. K. D. H. Bhadeshia and D.-W. Suh: Metall. Mater.Trans. A, 43 (2012), 1731.
23) S. Y. Han,S. Y. Shin, B.-J. Lee, S. Lee, N. J. Kim and J.-H. Kwak: Metall. Mater. Trans.A, 44 (2013), 235.
24) A. Zargaran,H. S. Kim, J. H. Kwak and N. J. Kim: Scr. Mater., 89 (2014), 37.
25) J.-B. Seol,D. Raabe, P. Choi, H.-S. Park, J.-H. Kwak and C.-G. Park: Scr. Mater., 68(2013), 348.
26) K. Sato, K.Tagawa and Y. Inoue: Mater. Sci. Eng. A, 111 (1989), 45.
27) K. Sato, Y.Inoue and K. Tagawa: Metall. Trans. A, 21 (1990), 5.
28) C. N.Hwang, C. Y. Chao and T. F. Liu: Scr. Metall. Mater., 28 (1993), 263.
29) W. K. Choo,J. H. Kim and J. C. Yoon: Acta Mater., 45 (1997), 4877.
30) W.-C.Cheng: JOM, 66 (2014), 1809.
31) L. N.Bartlett, D. C. Van Aken, J. Medvedeva, D. Isheim, N. I. Medvedeva and K. Song:Metall. Mater. Trans. A, 45 (2014), 2421.
32) A. Etienne,V. Massardier-Jourdan, S. Cazottes, X. Garat, M. Soler, I. Zuazo and X. Kleber:Metall. Mater. Trans. A, 45 (2014), 324.
33) I.Gutierrez-Urrutia and D. Raabe: Mater. Sci. Technol., 30 (2014), 1099.
34) K. Lee,S.-J. Park, J. Moon, J.-Y. Kang, T.-H. Lee and H. N. Han: Scr. Mater., 124(2016), 193.
35) M. J. Yao,P. Dey, J.-B. Seol, P. Choi, M. Herbig, R. K. W. Marceau, T. Hickel, J.Neugebauer and D. Raabe: Acta Mater., 106 (2016), 229.
36) X. P. Chen,Y. P. Xu, P. Ren, W. J. Li, W. Q. Cao and Q. Liu: Mater. Sci. Eng. A, 703(2017), 167.
37) P. Dey, R.Nazarov, B. Dutta, M. Yao, M. Herbig, M. Friak, T. Hickel, D. Raabe and J.Neugebauer: Phys. Rev. B, 95 (2017), 104108.
38) C. Haase,C. Zehnder, T. Ingendahl, A. Bikar, F. Tang, B. Hallstedt, W. Hu, W. Bleck andD. A. Molodov: Acta Mater., 122 (2017), 332.
39) K. Lee,S.-J. Park, J.-Y. Kang, S. Park, S. S. Han, J. Y. Park, K. H. Oh, S. Lee, A. D.Rollett and H. N. Han: J. Alloy. Compd., 723 (2017), 146.
40) C. H.Liebscher, M. Yao, P. Dey, M. Lipińska-Chwalek, B. Berkels, B. Gault, T.Hickel, M. Herbig, J. Mayer, J. Neugebauer, D. Raabe, G. Dehm and C. Scheu:Phys. Rev. Mater., 2 (2018), 023804.
41) Y. H. Tuan,C. L. Lin, C. G. Chao and T. F. Liu: Mater. Trans., 49 (2008), 1589.
42) C. Y. Chao,C. N. Hwang and T. F. Liu: Scr. Metall. Mater., 28 (1993), 109.
43) M. C. Ha,J.-M. Koo, J.-K. Lee, S. W. Hwang and K.-T. Park: Mater. Sci. Eng. A, 586(2013), 276.
44) S. S. Sohn,B.-J. Lee, S. Lee, N. J. Kim and J.-H. Kwak: Acta Mater., 61 (2013), 5050.
45) Z. Q. Wu,H. Ding, H. Y. Li, M. L. Huang and F. R. Cao: Mater. Sci. Eng. A, 584 (2013),150.
46) C.-Y. Lee,J. Jeong, J. Han, S.-J. Lee, S. Lee and Y.-K. Lee: Acta Mater., 84 (2015), 1.
47) S. S. Sohn,H. Song, J.-H. Kwak and S. Lee: Sci. Rep., 7 (2017), 1927.
48) X. Li, R.Song, N. Zhou and J. Li: Mater. Sci. Eng. A, 709 (2018), 97.
49) D. Han, H.Ding, D. Liu, B. Rolfe and H. Beladi: Mater. Sci. Eng. A, 785 (2020), 139286.
50) M. X. Yang,F. P. Yuan, Q. G. Xie, Y. D. Wang, E. Ma and X. L. Wu: Acta Mater., 109 (2016),213.
51) Y. G. Kim,J. M. Han and J. G. Lee: Mater. Sci. Eng. A, 114 (1989), 51.
52) R. K. You,P. W. Kao and D. Gan: Mater. Sci. Eng. A, 117 (1989), 141.
53) O. Grässel,L. Krüger, G. Frommeyer and L. W. Meyer: Int. J. Plast., 16 (2000), 1391.
54) Y. Kimura,K. Handa, H. Hayashi and Y. Mishima: Intermetallics, 12 (2004), 607.
55) J. D. Yoo,S. W. Hwang and K.-T. Park: Metall. Mater. Trans. A, 40 (2009), 1520.
56) K. M.Chang, C. G. Chao and T. F. Liu: Scr. Mater., 63 (2010), 162.
57) C. L. Lin,C. G. Chao, H. Y. Bor and T. F. Liu: Mater. Trans., 51 (2010), 1084.
58) S.-J. Park,B. Hwang, K. H. Lee, T.-H. Lee, D.-W. Suh and H. N. Han: Scr. Mater., 68(2013), 365.
59) H. Ding, D.Han, J. Zhang, Z. Cai, Z. Wu and M. Cai: Mater. Sci. Eng. A, 652 (2016), 69.
60) S. S. Sohn,H. Song, M. C. Jo, T. Song, H. S. Kim and S. Lee: Sci. Rep., 7 (2017), 1255.
61) J. Moon, S.-J.Park, J. H. Jang, T.-H. Lee, C.-H. Lee, H.-U. Hong, H. N. Han, J. Lee, B. H.Lee and C. Lee: Acta Mater., 147 (2018), 226.
62) H. Ishii,K. Ohkubo, S. Miura and T. Mohri: Mater. Trans., 44 (2003), 1679.
63) S. S. Sohn,S. Hong, J. Lee, B.-C. Suh, S.-K. Kim, B.-J. Lee, N. J. Kim and S. Lee: ActaMater., 100 (2015), 39.
64) Y. Li, Y.Lu, W. Li, M. Khedr, H. Liu and X. Jin: Acta Mater., 158 (2018), 79.
65) K. T. Luo,P.-W. Kao and D. Gan: Mater. Sci. Eng. A, 151 (1992), L15.
66) O.Acselrad, J. Dille, L. C. Pereira and J.-L. Delplancke: Metall. Mater. Trans.A, 35 (2004), 3863.
67) Y. H. Tuan,C. S. Wang, C. Y. Tsai, C. G. Chao and T. F. Liu: Mater. Chem. Phys., 114(2009), 595.
68) S. C.Chang, J. Y. Liu and H. K. Juang: Corrosion, 51 (1995), 399.
69) G. D. Tsay,C. L. Lin, C. G. Chao and T. F. Liu: Mater. Trans., 51 (2010), 2318.
70) D. K. Han,Y. M. Kim, H. N. Han, H. K. D. H. Bhadeshia and D.-W. Suh: Scr. Mater., 80(2014), 9.
71) E. J. Song,H. K. D. H. Bhadeshia and D.-W. Suh: Scr. Mater., 87 (2014), 9.
72) D. K. Han,S. K. Lee, S. J. Noh, S.-K. Kim and D.-W. Suh: Scr. Mater., 99 (2015), 45.
73) I.-J. Park,K.-H. Jeong, J.-G. Jung, C. S. Lee and Y.-K. Lee: Int. J. Hydrog. Energy, 37(2012), 9925.
74) K. H. So,J. S. Kim, Y. S. Chun, K.-T. Park, Y.-K. Lee and C. S. Lee: ISIJ Int., 49(2009), 1952.
75) M. Koyama,E. Akiyama and K. Tsuzaki: ISIJ Int., 52 (2012), 2283.
76) T. A.Timmerscheidt, P. Dey, D. Bogdanovski, J. von Appen, T. Hickel, J. Neugebauerand R. Dronskowski: Metals, 7 (2017), No. 7, 1.
作者
Ivan GUTIERREZ-URRUTIA：Research Center for Strategic Materials, NationalInstitute for Materials Science (NIMS), Sengen 1-2-1, Tsukuba, 305-0047 Japan.
唐杰民2021年4月中下旬在安徽黄山屯溪翻译自日本杂志<ISIJ International>2021年第一期。金属材料知识有限的，翻译过程中肯定有不对不妥之处，请各位看官给予指正。
