Low DensityFe–Mn–Al–C Steels: Phase Structures, Mechanisms and Properties
低密度Fe-Mn-Al-C鋼的相結構、機理和性能
本文介紹了低密度Fe-Mn-Al-C鋼的結構相、顯微組織特征以及與之相關的室溫和低溫性能，其優異的物理和機械性能的結合，在輕型防撞車身結構以及在低溫行業結構件使用這種低密度Fe-Mn-Al-C鋼，可以減少高達18%的結構重量。本文介紹了最新的合金設計策略，特別是重點總結了L ' 12 (Fe, Mn)3AlC碳化物(κ-碳化物)和B2型富Ni/Ccu析出物的最新相結構組織和變形行為。未來的科學和技術挑戰是建立這些鋼作為工業應用的結構材料上。
關鍵詞：低密度鋼；相結構；變形機制；強化機制；加工硬化機制；機械性能；低溫力學性能；κ-碳化物
1. 引言
低密度Fe-Mn-Al-C鋼是應用于汽車、化工和飛機工業的一類新興結構材料。這些鋼在室溫和低溫下表現出優良的拉伸力學性能，而且能夠減輕18%的的構件重量，這是由于鋼的含鋁量高(每1 wt. % Al鋼的密度減少1.3%，見圖1所示[1])，此外，這些鋼表現出引人入勝的性質，如高能量吸收的行為，高強度，高的室溫和低溫韌性，優良的疲勞性能和在溫度升高時良好的抗氧化性。[2-13] 由于Mn和Al的對力學性能和抗氧化性能的影響，Fe-Al-Mn-C鋼最初在80年代和90年代開發從經濟性上考慮，用來替代Fe-Cr-Ni-C不銹鋼。在過去的十年中，低密度Fe-Mn-Al-C鋼引起了相當大的關注，因為這些鋼可用于輕量化汽車防撞結構和低溫工業的結構件。 Fe-Mn-Al-C鋼由于存在一些無序和有序的fcc和bcc相，展現出優異的力學性能和物理性能的結合，可以通過選擇組織控制進行調節性能，特別是對L ' 12 (Fe, Mn)3AlC碳化物(κ-碳化物)和B2型富Ni/ cu析出相的相變組織和變形行為提供新的合金設計策略來發展先進的低密度鋼。這些鋼表現出的強度和延性的優秀組合歸因于獨特的強化和應變強化機制，如有序強化、相變誘導塑性(TRIP)、孿生誘導塑性(TWIP)、剪切誘導塑性(SIP)，和動態滑移帶強化。[2,5,8,10,11,14,15] 在本文中，用現代科技實驗展現的Fe-Mn-Al-C鋼相關的相，以及理論研究強化和應變強化機理進行了概括。概述了機械特性和分析了微觀結構對其的影響。未來的科學和技術挑戰是建立低密度Fe-Mn-Al-C鋼作為工業應用的結構材料。鋼的成分和合金含量將在下文中以重量百分比給出。
圖1 低密度Fe-Mn-Al-C鋼中Al含量對密度降低的影響
2. 相結構
低密度Fe-Mn-Al-C鋼的特征有單相(bcc-鐵素體/fcc-奧氏體)或雙相(鐵素體+奧氏體)結構，這取決于合金含量和熱機處理，具有復雜分布的碳化物。在低密度鋼中，最為關心的碳化物是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，計算Fe–Mn–Al–C鋼種等溫截面的相圖強烈依靠熱力學數據庫，有不同的描述報道。相圖顯示了鋁含量擴大了鐵素體相范圍，抑制奧氏體相范圍的總體趨勢。這些圖還預測到，對于給定的Al含量，奧氏體區隨著C和Mn含量的增加而增大。圖2顯示了由PrecHiMn-4數據庫計算的1 000℃(a)和600℃(b)下奧氏體Fe-30Mn-Al-C鋼的等溫相截面。[19]這些圖表明，奧氏體在低Al含量(<6 wt.%)時是穩定的。隨著C含量的增加，高鋁鋼中的奧氏體穩定性也隨之提高(例如，添加1 wt.% C可增加奧氏體相的穩定性，其鋁含量直到9 ~ 10 wt.% Al)。這些圖也表明在Fe–Mn–Al–C鋼奧氏體中κ 相穩定性是需要高鋁和高碳的。在600℃時，Al >5 wt.%， C >1 wt.%時形成κ-碳化物。低Al含量(Al <6 wt.%)時，可形成滲碳體和M23C6型碳化物，而不是κ型碳化物。有趣的是，這張圖也揭示了奧氏體、鐵素體、滲碳體和κ-碳化物在特定的Al和C含量范圍內是穩定的。例如，在高C含量(>1 wt.%C)下，可以發生κ-碳化物和滲碳體組合形式，另一方面，在高Al含量(>9 wt.%Al)時，鐵素體、奧氏體和κ-相在有限的C含量范圍內穩定。這些特征表明，為了促進κ-碳化物在奧氏體中的析出，必須嚴格控制C含量和退火溫度。可以看出，在1 000℃時，κ-碳化物只有在C和Al含量較大時才穩定，如C >1.5 wt.% - Al >12 wt.%和C > 3wt.% - Al > 6 wt.%，這與實際使用的成分范圍不相關。
圖2 根據PrecHiMn-4數據庫計算的Fe-30Mn-Al-C奧氏體鋼在1 000℃(a)和600℃(b)時的等溫相截面
3. 低密度Fe-Mn-Al-C鋼的顯微組織分類
從基體相結構來看，低密度Fe-Al-Mn-C鋼可分為鐵素體鋼、奧氏體鋼和雙相鋼三類。表1總結了最相關的微觀結構和成分特征，Fe-Mn-Al-C鋼的組織特征如下。
表1 低密度Fe-Mn-Al-C鋼的組織和成分特征
3.1. 鐵素體 Fe–Mn–Al–C 鋼[20–24]
鐵素體Fe-Mn-Al-C鋼Mn含量低(< 5 wt.%)， Al含量為5 - 9 wt.%， C含量低(< 0.1 wt.%)。這些鋼中還可能添加Si、Nb、Ti、V和Ta等元素，以促進MC型碳化物的析出和晶粒細化。在熱加工條件下，這些鋼沿軋制方向出現了δ-鐵素體的延伸的晶粒組織，形成帶狀組織。在連鑄過程中，δ-鐵素體直接從液態產生，根據合金含量的不同，奧氏體相在熱機處理后發生γ→α′馬氏體相變，在鐵素體基體中形成宏觀馬氏體帶。[21,23]鋁含量強烈地改變了這類鋼鐵素體基體的晶體結構，當Al >7 wt.%時，δ相發生有序轉變，形成復雜的立方結構，如FeAl化學計量學的B2結構相和Fe3Al化學計量學的DO3結構相。根據鋁含量的不同，δ-基體相可以是A2 -無序的FeAl、B2 -有序FeAl和DO3 -有序Fe3Al。通過冷軋和微合金化Nb、Ti、V、B等元素來細化晶粒。在這些鋼中，由于在δ 相和 κ碳化物之間高的晶格錯配（晶格錯配~6%），κ碳化物是半共格界面的，導致了組織棒狀延伸，見圖3。(011)δ//(111)κ -碳化物的取向關系對應于Nishiyama-Wasserman關系，即(011)δ//(111)κ。最近用原子探針斷層掃描(APT)鐵素體Fe - 3.2Mn – 10Al - 1.2C鋼κ碳化物的化學結構分析，展現了這些碳化物非化學計量上的結構。[25]這份報告展現的κ-碳化物非化學計量是由于部分替代Al的Fe或Mn在面心立方結構晶胞的角落里位置，根據C含量和冷卻速度的不同，可以沿晶界形成粗大的κ-碳化物。
圖3 Fe-3.0Mn-5.5Al-0.3C鐵素體鋼中層狀α相/κ-碳化物組織的亮場TEM圖像及衍射圖譜
3.2. 奧氏體Fe–Mn–Al–C鋼[9,26–41]
奧氏體Fe-Mn-Al-C鋼的特征是高Mn含量(15-30 wt.%)，高Al含量(2-12 wt.%)，高C含量(0.5-2.0 wt.%)，這類低密度鋼在熱加工條件下表現出完全等軸晶奧氏體組織。合金的析出行為和γ→α相變特征取決于冷卻速率和Al、C含量，特別是，鋁含量高(> 9 wt. %)促進扭曲的鐵素體的形成，以及沿著晶界有序的B2和DO3析出。[9]從力學的角度來看，κ-碳化物(L1’2的相)是最為相關的，鋼中雖然其它碳化物的析出，即M23C6M7C3, M3C，也是可以影響力學性能。在奧氏體Fe-Mn-Al-C鋼中，κ-碳化物的形成需要較高的Al和C的含量，即Al >5 wt.%和C >1 wt.%(見圖2)。Κ-碳化物是共格和半共格析出（晶格錯配<2%），與奧氏體是立方到立方晶胞位相關系，即[100]κ//[100]γ 和 [010]κ//[010] γ 。最近原子探針的分析斷層掃描(APT)結合基于密度泛函理論(DFT)計算顯示的非化學計量κ-碳化物在奧氏體Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C鋼的結構，[35, 37]特別是，APT已經證實亞晶格已經耗盡了間隙原子C和代位原子Al。 這一效應歸因于MnγAl反位點(假設MnγAl反位點與周圍基體處于熱力學平衡)在κ-碳化物共格引起的壓縮彈性應變下能量上的積累。κ-碳化物分布是沿三個正交<001>方向上直徑約為10 ~ 50 nm的立方狀和板狀析出相復雜的三維排列。用透射電鏡(TEM)對κ-碳化物的二維分布進行了分析，結果顯示在<100>方向的納米級析出物相呈邊帶分布，圖4(a) [15]原子探針斷層掃描(APT)對κ-碳化物的三維分布進行了分析，最近發現κ-碳化物以不同粒子間距堆棧方式密集分布，圖4(b)、4(c).15)，沿同一堆棧分布的κ-碳化物的粒子間距約為2-5 nm(圖4(c)中狹窄的γ通道)。κ-碳化物沿不同層分布的粒子間距約為10-40 nm(圖4(c)所示較寬γ通道)。
圖4 600℃退火24h的Fe-30.4Mn-8Al-1.2C奧氏體鋼中κ-碳化物的分布（a）：TEM暗場影像；(b)：基于APT數據的κ-碳化物三維形態和排列示意圖；(c)； κ-碳化物沿<001>方向分布的二維投影，如圖(b)所示
在Fe-Mn-Al-C奧氏體鋼中，通過亞穩γ相的順序旋節分解，即化學調制，κ-碳化物可以大量析出(體積分數高達40%)。第二種反應是γ的短程排序(SRO)為亞穩態(Fe, Mn)3AlCx (x < 1) L12相(κ ' -碳化物)，然后κ ' -碳化物有序轉變為κ-碳化物。[26,27,29,31] κ’-碳化物具有與κ-碳化物一致的晶體結構，但是C原子并沒有完全占據應有的空隙。特別是在Al 和C含量分別為>10 wt.%和>1 wt.%時，旋節分解動力學和κ-碳化物密度均隨Al和C含量的增加而增加。在溫度450 ~ 650℃范圍內時效時間延長，κ-碳化物晶格常數升高，奧氏體晶格參數降低，這種效應促進了κ-碳化物凝共格性的損失。在650-800℃的退火溫度下，粗大的κ-碳化物傾向于沿晶界析出，形成片層狀γ/κ結構，圖5(a)。根據鋼的成分和退火條件，這些碳化物可以通過不同類型的反應形成，如單元晶胞轉變和共析反應，[28,30,41]晶界κ-碳化物與相鄰晶粒具有平行取向關系。在沉淀析出早期階段，κ-碳化物沿著晶界形成離散的微粒。在(γ + κ)或(γ + α + κ)區域進一步退火，這些碳化物轉變為沿晶界連續分布的薄膜，并生長為相鄰的晶粒，如圖5(b)所示。當Al含量較高(>6 wt.%)時，通過相態轉變κ→α + β-Mn，[34,36,42]圖5(c)， 5(d)沿晶界形成β-Mn析出物和α-bcc顆粒。γ/β- Mn取向關系為(111)γ//(221)β；(01-1)γ/ /(01-2)β；(-211)γ//(-542)β。[39]高Al含量奧氏體Fe-Mn-Al-C鋼在高溫(800℃)時效過程中發生γ→α轉變，[32]得到的鐵素體相中含有有序的B2和DO3組織，惡化了鋼的力學性能。
圖5 (a)：Fe - 30.5Mn– 8Al - 1.2 C鋼奧氏體鋼退火在600°C中96小時，[ 33]亮場的TEM圖像κ碳化物沿兩個相鄰奧氏體顆粒γ1和γ2晶粒邊界之間析出 (b)：Fe- 18Mn -7.1Al - 0.85 C鋼退火在650°C保持100小時，亮場的TEM圖像αγ/κ層狀結構；[30] (C)：550℃退火500 h后Fe-31.4Mn-11.4Al-0.9 C奧氏體鋼中β-Mn析出物的亮場TEM圖像，(D)：在γ-基體/β-Mn中間相邊界衍射模型。[39]
3.3. 雙相Fe–Mn–Al–C 鋼 [3,8–12,32,43–50]
雙相Fe-Mn-Al-C鋼具有復雜的多相組織，由δ-鐵素體、α-鐵素體、奧氏體，κ-碳化物和κ’-碳化物組成。高Mn含量鐵素體基雙相鋼可形成α′馬氏體和貝氏體，由于Mn和Al合金含量高，在熱軋過程中凝固組織中具有這些元素的宏觀偏析現象，形成宏觀帶狀組織。通過調整熱機條件，可以控制組織相的結構、尺寸、體積分數和分布。從基體相結構的角度看，低密度雙相鋼可分為鐵素體基雙相鋼和奧氏體基雙相鋼。這些鋼的微觀結構特征如下。
鐵素體基雙相鋼含有中等Mn含量(3-10 wt.%)， Al含量(5-9 wt.%)和低C含量(< 0.4 wt.%)，[10,44,48]這些鋼具有復雜的雙模態的δ-鐵素體和奧氏體沿著軋制方向的帶狀組織，見圖6（a），奧氏體帶的相結構強烈地依賴于Mn含量和退火處理條件。奧氏體部分或完全轉變為沿母相γ晶界或在δ/γ界面處形成的(α + κ)片狀領域，層狀(α + κ)結構的特征是細長的棒狀半共格的κ-碳化物。高Mn含量時，抑制了γ→α + κ的分解，出現了γ→α′的馬氏體相變。[46,47]奧氏體機體為主的雙相Fe-Mn-Al-C鋼Mn和Al含量較高(Mn > 25 wt.%和Al > 9 wt.%)，Al含量為5 ~ 12 wt.%， C含量為0.6 ~ 1.2 wt.%[3,8,8,11,12,32,43.,45,47,49,50] 在淬火態時均表現出充分的奧氏體組織。在500-800℃溫度時效后，沿奧氏體晶界可形成復雜的鐵素體帶結構。另一方面，鐵素體基雙相鋼具有復雜的δ-鐵素體帶狀結構和沿軋制方向延伸的奧氏體條帶，如圖6(b)所示。從圖中可以看出，奧氏體可以發生應變誘導的α′-馬氏體轉變。除了L ' 12 κ-碳化物的形成外，最近還提出了幾種促進有序B2型析出相形成的析出策略。添加鎳和銅約3 - 5 wt. %，使非剪切的 B2-type析出物在奧氏體帶析出，導致增強機械性能。[8, 12,50]作為一個例子，圖6 (c)顯示在Fe-12Mn-7Al-0.5C-3Cu鋼中，B2富銅析出物界面位錯的聚集。根據合金含量和退火條件，鐵素體條帶可以含有B2析出物，κ-碳化物和奧氏體晶粒。κ-碳化物是通過共析分解γ→α + κ形成的。
圖6 （a）鐵素體基雙相鋼Fe-3.5Mn-5.8Al-0.35C鋼的光學顯微照片；[44] (b)：熱軋奧氏體雙相Fe-8.5Mn-5.6Al-0.3C鋼的EBSD相圖；[47] (c) Fe-12Mn-7Al-0.5C-3Cu鋼在830℃退火1分鐘后應變為0.02，[12]富Cu B2析出物的亮場TEM圖像。
4. 形變熱處理
Fe-Mn-Al-C鋼的鑄錠通常在1 100°C - 1 250°C的溫度下均勻化1 - 3小時，然后在850-1 000°C的溫度下熱軋成2-5 mm厚度帶鋼。熱軋后，熱軋帶鋼在500-650℃的溫度范圍內冷卻1-5小時，水冷或風冷至室溫。在鐵素體鋼中，熱軋帶鋼由于δ-基體晶粒尺寸大而細長，因此不能作為最終產品使用。為了控制晶粒尺寸、織構和析出行為，熱軋帶鋼先進行冷軋，然后在700-900℃的溫度下退火。對于鐵素體基雙相鋼，最終可以采用奧氏體回火工藝。在奧氏體鋼中，熱軋帶鋼可以直接快速冷卻到500-750°C的溫度范圍，然后緩慢冷卻。另外，熱軋帶材可快速冷卻至室溫，然后等溫退火。熱軋后的冷卻速度是防止有害的晶間κ-碳化物形成的關鍵。奧氏體鋼的冷軋產品通常是在900-1 100℃的溫度范圍內對冷軋帶鋼進行固溶處理，然后快速淬火。沉淀析出硬化通常是在500-700℃的溫度范圍內進行5-20小時的退火處理。
5. 性能
在本節中，對低密度Fe-Mn-Al-C鋼最相關的工程性能進行了綜述，然而，由于這些鋼作為潛在的結構材料的新穎性，幾個工程性能的現有文獻的闡述仍然是有限的，本節分析了低密度Fe-Mn-Al-C鋼的室溫和低溫拉伸性能、沖擊韌性、能量吸收和耐腐蝕性能。
5.1. 室溫力學性能
Fe-Mn-Al-C鋼在室溫下表現出寬廣的力學性能，這取決于合金成分和加工路線。圖7繪制了幾種Fe-Mn-Al-C鋼在室溫下的延伸率(TE)和抗拉強度(UTS)圖。[2,3,5,6,8-12,21,23,24,26,32,33,38,43-45,47-62]。特別是，圖7顯示了以下特征:
圖7 幾種低密度Fe-Mn-Al-C鋼的室溫延伸率(TE)與極限拉伸強度(UTS)曲線。研究了幾種常規高強度鋼的拉伸性能，即IF (無間隙原子鋼)、軟鋼、BH (烘烤硬化鋼)、碳錳鋼、HSLA(高強低合金)、TRIP(相變誘導塑性)、DP(雙相)和MART(馬氏體)
- 鐵素體Fe-Mn-Al-C鋼的拉伸性能與烘烤硬化鋼(BH)鋼、低合金C-Mn鋼和HSLA鋼相似。這些鋼的抗拉強度為450-500 MPa，延伸率為15-30%。當Al >為7 wt.%時，短程有序(K1態)的形成甚至在冷軋過程中也會導致板材的脆性斷裂。
- 鐵素體基雙相鋼位于第一代先進高強度鋼(如TRIP鋼、雙相鋼和CP鋼)的上限，它們的抗拉強度通常為600-800 MPa，延伸率為15-40%。
- 奧氏體基雙相鋼比鐵素體基雙相鋼具有更優越的拉伸性能，這些鋼通常表現出UTS為600-1 400 MPa和20-60% 的延伸率TE，特別是，添加Ni和Cu的奧氏體基雙相鋼表現出了吸引人的機械強度組合(屈服應力>1.0 GPa；UTS > 1.5GPa；適中的延伸率：20 - 30%。)，高Al含量鋼(Al >10 wt.%)中含有高體積分數的納米尺寸的κ-碳化物、粗大的晶間κ-碳化物和α-微粒，這種析出行為導致了鋼的高強度(~1 400 MPa)，有限的TE(<10%)和高機械性能的各向異性。
- 奧氏體鋼表現出良好的拉伸性能組合，即UTS為600-1 100 MPa, TE為40-100%。
低密度Fe-Mn-Al-C鋼的拉伸性能與基礎強化和變形機制有關。這些機制的主要特點如下:
- 鐵素體和鐵素體基雙相鋼的拉伸性能主要由鐵素體的應變硬化能力[3,9,43]和粗晶間κ-碳化物的形成控制。鋼中演變的位錯亞結構是典型的鐵素體鋼。[9,11,59]在鐵素體基雙相鋼中，奧氏體晶粒可發生應變誘導的α′-馬氏體相變，在高應力水平下可形成變形孿晶。由于TRIP(相變誘導塑性)和TWIP(孿生誘導塑性)效應的激活，這些效應導致了增強的應變強化的能力。TRIP效應的效率取決于亞穩奧氏體的結晶取向及其對應變誘導馬氏體形成的力學穩定性。
- 奧氏體基雙相鋼的拉伸性能是由奧氏體的應變強化的能力、可剪切的κ-碳化物和不可剪切的B2析出相的形成以及鐵素體晶粒的大小控制的。
-奧氏體鋼的拉伸性能較強，如固溶強化，由于微粒剪切和沉淀析出有序強化，即Orowan位錯環。Yao等人最近對Fe-Mn-Al-C奧氏體鋼的強化機理進行了分析，圖8(a)總結了他們的分析。這張圖顯示了標準化強度(標準化相對于體積分數，Vf) 
作為平均析出微粒半徑r的函數，反相邊界(APB)能量的兩個值，γAPB。用ab-initio方法計算了這兩種不同相結構的κ-碳化物能量，一個含碳的γAPB， ~700 mJ/m2，另一個無C的γAPB ~350 mJ/m2，從圖中可以看出，隨著析出的粒子r尺寸的增大，強化機制由弱耦合顆粒剪切向強耦合顆粒剪切轉變。此外，從圖中可以看出，對于高r值(r > 40 nm)，主動強化機制為Orowan位錯環強化。圖中還顯示，當γAPB值較高時，強化峰值應力增加，使用粒子半徑來界定不同的強度方法是減弱的。值得指出的是，對于常規尺寸的κ-碳化物(10-40 nm)，從圖中可以看出，顆粒剪切是主要的強化機制，同意實驗的觀察，[2, 4, 6, 9,15,38,45]圖8 (b)顯示了一個示例的κ硬質合金剪切Fe - 30.4Mn – 8Al - 1.2 C鋼，拉伸真應變0.02，[15] Orowan位錯環依然有助于這個大的間距粒子之間區域，即廣泛γ-通道，見圖4 (C)。
圖8 (a)：規范化的κ-碳化物強化作為粒子半徑的函數，r， 350(虛線)的γAPB和700(實線)mJ / m2γAPB；[15=] (b)：暗場的TEM圖像κ-碳化物剪切Fe - 30.4Mn – 8Al - 1.2C鋼，拉伸應變到0.02真應變。[15]
Fe-Mn-Al-C鋼優良的奧氏體加工硬化行為是歸因于平面錯位亞結構的形成和演變，[3,5,6,14,38,45]以及由于動態滑移帶細化晶粒的機理，平面滑動帶 [2, 14,15,38]處于應變狀態，[14, 15]在低鋁κ-無碳化物奧氏體鋼中，變形孿晶也能夠在高應力狀態下激活，產生進一步的應變強化的能力。[5]這些位錯組織的形成機制主要與短程有序(SRO)團簇和κ-碳化物的剪切有關。Haase等[38] 最近提出，這些剪切機制對滑移面軟化效應也有類似的影響，從而對演變位錯構型也有類似的影響。在無κ-碳化物奧氏體鋼中，平面位錯結構主要是碳含量對位錯交叉滑移頻率的影響，[5]和短程有序(SRO)對位錯滑移的影響。[5,14,38] 在含碳κ-碳化物奧氏體鋼中，平面二維位錯結構的形成歸因于κ-碳化物的剪切，圖8(b)。由演變的平面位錯結構產生的應變強化速率是足夠高來補償負的應變強化速率，這個負的應變強化的產生是由位錯剪切和分割破碎κ-碳化物，額外的由位錯運動拖拽出碳和其它元素導致了κ-碳化物的γAPB 的減少。[15]
5.2. 低溫力學性能
Fe-Mn-Al-C奧氏體鋼的低溫力學性能與傳統不銹鋼相當。一般來說，Fe-Mn-Al-C奧氏體鋼的低溫力學性能主要取決于奧氏體對馬氏體γ→α′，[63]碳化物行為，位錯和孿晶結構的穩定性。[64]進一步探索新近計算的Fe-Mn-Al-C相圖，結合最新的析出研究，可能打開低溫低密度Fe-Mn-Al-C鋼的空間設計圖。例如，Li等人[64]最近提出了一種熱力學方法，納米級κ-碳化物和富Nb碳化物的異質形核分布，從而產生了優越的低溫力學性能。圖9給出了幾種Fe-Mn-Al-C鋼在77k溫度下下的屈服強度(YS)、抗拉強度(UTS)、延伸率(TE)和夏比沖擊功，[51,52,63 – 65]應力數值是真應力值。為了比較，圖中包括了常規不銹鋼的力學性能。圖9(a)、9(b)表明，Fe-Mn-Al-C鋼在77K溫度時表現出YS為 ~1 GPa, UTS 為~ 1.8-2.0 GPa，真實延伸率為40-50%，與316LN (15Cr-12.5Ni-1.5Mn-2.5Mo-0.2Si-0.15N)不銹鋼的伸長率相當。另一方面，Fe-Mn-Al-C鋼在77K溫度下 (6-140 J)時表現出較寬的Charpy V-notch (CVN)沖擊功，低于316L的沖擊功（~200J），見圖9（c）。一般來說，無碳κ-碳化物奧氏體鋼比含碳的κ碳化物的奧氏體鋼表現出更高的CVN值。
圖9 低密度Fe-Mn-Al-C鋼的低溫力學性能。(a)：屈服強度(YS)和抗拉強度(UTS)；(b)：拉伸延伸率(TE)；(c)：夏比V形缺口(CVN)沖擊功
5.3. 沖擊韌性
低密度Fe-Mn-Al-C鋼展現出高的能量吸收行為，相比于常規的深沖性能鋼，像DC04，HC300LA，高強度IF鋼，見圖10（a）。[1]當Al >為7 wt.%時，Fe-Mn-Al-C鋼的Espec值約為0.5 J/mm3；比傳統的深沖鋼(0.16-0.25J/mm3)高50%左右，Espec是給定溫度、高應變速率下單位體積的變形能，高應變率下，Fe-Mn-Al-C鋼的能量吸收增強是由于剪切帶的形成。Fe-Mn-Al-C鋼的沖擊韌性與微觀組織有強烈相關關系，特別是取決于κ-碳化物的形成和δ-鐵素體的存在。[13] Al含量對這些鋼的沖擊韌性起著重要的調節作用。當Al <7wt.%時，發生Fe3C和M7C3碳化物晶界析出，惡化了鋼的塑性和韌性。當Al >7 wt.%時，由于κ-碳化物體積分數的增加和δ-鐵素體的形成，機械強度提高，但塑性和沖擊韌性降低。后者由于γ和δ相之間的變形不協調而導致沖擊韌性的大幅度下降，圖10(b)顯示了幾種奧氏體Fe-Mn-Al-C鋼在不同退火條件下的夏比V形缺口(CVN)沖擊功隨測試溫度的變化。[13,66]在溶解處理狀態下(曲線3)，Fe-Mn-Al-C鋼在室溫下表現出與奧氏體不銹鋼相似的高沖擊功。在時效狀態(曲線4和5)中，CVN沖擊能隨試驗溫度適度降低，達到與雙相鋼相似的值。
5.4. 耐蝕性
低密度Fe-Mn-Al-C鋼在水環境中的耐蝕性與常規高強度鋼相當，但不如304不銹鋼。[67]添加鋁，將產生正面的反腐效果，但是不能使Fe-Mn-Al-C鋼增加抵抗應力腐蝕裂紋行為。[68]另一方面，加Cr降碳提高了Fe-Mn-Al-C合金的抗腐蝕性能，但限制了其力學性能，主要是由于雙相；微觀組織的緣故。[67,69]
6. 未來的挑戰
近十年來，Fe-Mn-Al-C鋼的基礎研究十分活躍。研究領域如合金設計，[1,8,10,12,32]熱力學數據庫，[16 – 19]結構分析，[25,31,34,35,37,39,40]沉淀析出行為，[26~29,41,42] 相變，[30,36]和變形和強化機理[2-6,11,14,15,33,38,46,50,55,60,61,64]都進行了廣泛的調查。然而，將Fe-Mn-Al-C鋼作為結構材料應用于工業應用仍有許多懸而未決的問題，在以下幾個科學和技術挑戰的Fe-Mn-Al-C鋼是解決。
6.1. 技術挑戰
—煉鋼。在Fe-Mn-Al-C鋼的煉鋼過程中，大量添加Mn和Al是很難處理的問題，鋼水和耐材之間會發生強烈的化學反應，導致雜質和化學合金偏差。例如，在連鑄過程中，鋼水中的氧化鋁導致水口堵塞絮流。由于鑄坯與大氣發生化學反應，鑄坯表面會形成大量而致密的氧化鋁，因此，在連鑄Fe-Mn-Al-C鋼時，會出現表面缺陷、脆性相和裂紋的形成以及脫碳等現象，為了克服這些缺陷，必須實施貫徹新的連鑄工藝路線。
—工藝研究。對Fe-Mn-Al-C鋼的冷軋和再結晶組織、軋制和隨后再結晶的織構演變以及晶粒尺寸控制等方面的研究尚未詳細論述，這些都是工業條件下優化加工設置的關鍵條件。
—機械性能。機械性能的分析，如斷裂行為(特別是在低溫下)，機械各向異性(特別是雙基體鋼)，和疲勞性能還沒有得到詳細的調研，這些力學性能的評價是建立低密度Fe-Mn-Al-C鋼作為結構材料的關鍵。
—氫脆。氫脆是高強度鋼研究的主要技術問題之一。分析氫對低密度Fe-Mn-Al-C鋼力學行為的影響，對于這些鋼的工業應用是至關重要的。在Fe-Mn-C鋼中，Al的加入可以減輕奧氏體Fe-Mn-Al-C鋼氫脆。[70 – 75]這一效應歸因于Al增強了氫在Fe-Mn-Al-C鋼中的溶解度，降低了氫的滲透性和擴散率。低密度Fe-Mn-Al-C鋼中存在多種不同類型的微觀結構界面和相結構，它們可能表現出不同的氫捕獲效率，導致復雜的氫脆行為。例如，基于密度泛函理論(DFT)的計算預測，κ-碳化物的捕氫效率強烈地依賴于C和Mn的含量。[76] 這些計算表明，通過適當地控制沉淀析出，κ-碳化物成為氫陷阱。進一步的研究需要闡明微觀結構界面的效率，如孿晶界、位錯結構、B2析出物和κ-碳化物對氫捕獲的影響。
6.2. 科學的挑戰
-短程有序(SRO)。短程有序SRO的出現經常被認為是Fe-Mn-Al-C無碳化物奧氏體鋼變形早期位錯結構形成的平面特征。目前還不清楚SRO團簇的大小、熱穩定性和結構穩定性等特征。從實驗的角度來看，分析SRO以及SRO簇對塑性的影響是一項具有挑戰性的任務，值得進一步研究SRO對塑性的影響，從而提供新的合金設計策略。
- Fe-Mn-Al-C雙基體鋼中富Cu/ ni B2相的相結構、析出行為及強化機制這些問題對于這些析出相的組織控制和新的合金設計策略的建立是至關重要的。
-微觀結構界面的熱力學行為。低密度Fe-Mn-Al-C鋼，特別是雙基體鋼，包含不同類型的同相(孿晶界和位錯結構)和異相界面(鐵素體/奧氏體、奧氏體/B2、奧氏體/L1′2、鐵素體/B2、鐵素體/L1′2)。微觀結構界面的熱學和力學行為還沒有詳細的研究探討，微觀組織界面的熱行為對于理解這些界面的遷移率及其對再結晶行為和晶粒長大的作用至關重要。另一方面，微觀組織界面的力學行為(例如，孿晶/位錯相互作用，析出相/位錯相互作用，以及裂紋沿微觀組織界面的擴展行為)是理解這些鋼塑性的形核和擴展、損害形核和斷裂行為的關鍵。
-合金控制的應變強化化機制。在低密度Fe-Mn-Al-C鋼中觀察到幾種應變強化機制，這些機制塑性與不同組織相的復雜相互作用以及這些組織相的力學穩定性有關。為了建立穩健的合金設計策略，應該探索應變強化機制的合金方案的探討。由于存在不同類型的微觀結構界面，特別是異相界面，這是一項具有挑戰性的任務，可導致局部化學元素梯度的發生。
7. 結論
低密度Fe-Mn-Al-C鋼是汽車、飛機和低溫工業的潛在結構材料。其優異的物理和機械性能的結合，可以減少結構高達20%的重量，使這些鋼作為輕型防撞車體結構和深冷行業的結構材料。Fe-Mn-Al-C鋼在室溫和低溫條件下，由于存在一些無序和有序的fcc和bcc相，表現出了優異的力學性能組合，這可以通過選擇性顯微組織控制進行調節。在過去的十年中，大量的研究活動致力于分析潛在的變形機制和確定晶體結構，這些工作如L ' 12 (Fe, Mn)3AlC碳化物(κ-碳化物)和B2型富Ni/ Cu析出相的晶體結構及其變形行為提供了新的認識，這些活動為先進低密度鋼的開發帶來了新的合金設計策略。本文提出了一種新的應變硬化機制，即通過剪切近程有序團簇和κ-碳化物形成擴展的平面位錯組織來解釋這些鋼的優異應變強化。在工業應用中建立低密度Fe-Mn-Al-C鋼作為結構材料仍然存在一些科學和技術挑戰，尤其需要在合金設計、煉鋼、加工、機械性能和氫脆等方面進行進一步的研究。這些挑戰使低密度Fe-Mn-Al-C鋼成為進一步科學技術研究的理想鋼材。
致謝
作者要感謝NIMS資助項目“納米尺度結構與界面動力學關系的原理闡明”的財政支持。
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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月中下旬在安徽黃山屯溪翻譯自日本雜志<ISIJ International>2021年第一期。金屬材料知識有限的，翻譯過程中肯定有不對不妥之處，請各位看官給予指正。
