Low DensityFe–Mn–Al–C Steels: Phase Structures, Mechanisms and Properties

低密度Fe-Mn-Al-C鋼的相結(jié)構(gòu)、機理和性能

本文介紹了低密度Fe-Mn-Al-C鋼的結(jié)構(gòu)相、顯微組織特征以及與之相關(guān)的室溫和低溫性能，其優(yōu)異的物理和機械性能的結(jié)合，在輕型防撞車身結(jié)構(gòu)以及在低溫行業(yè)結(jié)構(gòu)件使用這種低密度Fe-Mn-Al-C鋼，可以減少高達(dá)18%的結(jié)構(gòu)重量。本文介紹了最新的合金設(shè)計策略，特別是重點總結(jié)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(jié)構(gòu)組織和變形行為。未來的科學(xué)和技術(shù)挑戰(zhàn)是建立這些鋼作為工業(yè)應(yīng)用的結(jié)構(gòu)材料上。

關(guān)鍵詞：低密度鋼；相結(jié)構(gòu)；變形機制；強化機制；加工硬化機制；機械性能；低溫力學(xué)性能；κ-碳化物

1. 引言

低密度Fe-Mn-Al-C鋼是應(yīng)用于汽車、化工和飛機工業(yè)的一類新興結(jié)構(gòu)材料。這些鋼在室溫和低溫下表現(xiàn)出優(yōu)良的拉伸力學(xué)性能，而且能夠減輕18%的的構(gòu)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(xiàn)出引人入勝的性質(zhì)，如高能量吸收的行為，高強度，高的室溫和低溫韌性，優(yōu)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(xué)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(fā)從經(jīng)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(dāng)大的關(guān)注，因為這些鋼可用于輕量化汽車防撞結(jié)構(gòu)和低溫工業(yè)的結(jié)構(gòu)件。 Fe-Mn-Al-C鋼由于存在一些無序和有序的fcc和bcc相，展現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能和物理性能的結(jié)合，可以通過選擇組織控制進(jìn)行調(diào)節(jié)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(shè)計策略來發(fā)展先進(jìn)的低密度鋼。這些鋼表現(xiàn)出的強度和延性的優(yōu)秀組合歸因于獨特的強化和應(yīng)變強化機制，如有序強化、相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)、孿生誘導(dǎo)塑性(TWIP)、剪切誘導(dǎo)塑性(SIP)，和動態(tài)滑移帶強化。[2,5,8,10,11,14,15] 在本文中，用現(xiàn)代科技實驗展現(xiàn)的Fe-Mn-Al-C鋼相關(guān)的相，以及理論研究強化和應(yīng)變強化機理進(jìn)行了概括。概述了機械特性和分析了微觀結(jié)構(gòu)對其的影響。未來的科學(xué)和技術(shù)挑戰(zhàn)是建立低密度Fe-Mn-Al-C鋼作為工業(yè)應(yīng)用的結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)

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(jié)構(gòu)，這取決于合金含量和熱機處理，具有復(fù)雜分布的碳化物。在低密度鋼中，最為關(guān)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(xué)數(shù)據(jù)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(yù)測到，對于給定的Al含量，奧氏體區(qū)隨著C和Mn含量的增加而增大。圖2顯示了由PrecHiMn-4數(shù)據(jù)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(wěn)定的。隨著C含量的增加，高鋁鋼中的奧氏體穩(wěn)定性也隨之提高(例如，添加1 wt.% C可增加奧氏體相的穩(wěn)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(wěn)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(nèi)是穩(wěn)定的。例如，在高C含量(>1 wt.%C)下，可以發(fā)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(nèi)穩(wěn)定。這些特征表明，為了促進(jìn)κ-碳化物在奧氏體中的析出，必須嚴(yán)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(wěn)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(guān)。

圖2  根據(jù)PrecHiMn-4數(shù)據(jù)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(jié)構(gòu)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(jié)了最相關(guān)的微觀結(jié)構(gòu)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(jìn)MC型碳化物的析出和晶粒細(xì)化。在熱加工條件下，這些鋼沿軋制方向出現(xiàn)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(tài)產(chǎn)生，根據(jù)合金含量的不同，奧氏體相在熱機處理后發(fā)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(jié)構(gòu)，當(dāng)Al >7 wt.%時，δ相發(fā)生有序轉(zhuǎn)變，形成復(fù)雜的立方結(jié)構(gòu)，如FeAl化學(xué)計量學(xué)的B2結(jié)構(gòu)相和Fe₃Al化學(xué)計量學(xué)的DO₃結(jié)構(gòu)相。根據(jù)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(xì)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(dǎo)致了組織棒狀延伸，見圖3。(011)δ//(111)κ -碳化物的取向關(guān)系對應(yīng)于Nishiyama-Wasserman關(guān)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(xué)結(jié)構(gòu)分析，展現(xiàn)了這些碳化物非化學(xué)計量上的結(jié)構(gòu)。[25]這份報告展現(xiàn)的κ-碳化物非化學(xué)計量是由于部分替代Al的Fe或Mn在面心立方結(jié)構(gòu)晶胞的角落里位置，根據(jù)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(xiàn)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(jìn)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(xué)的角度來看，κ-碳化物(L1’₂的相)是最為相關(guān)的，鋼中雖然其它碳化物的析出，即M₂₃C₆M₇C₃, M₃C，也是可以影響力學(xué)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(guān)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(jié)合基于密度泛函理論(DFT)計算顯示的非化學(xué)計量κ-碳化物在奧氏體Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C鋼的結(jié)構(gòu)，[35, 37]特別是，APT已經(jīng)證實亞晶格已經(jīng)耗盡了間隙原子C和代位原子Al。  這一效應(yīng)歸因于Mn^γ_Al反位點(假設(shè)Mn^γ_Al反位點與周圍基體處于熱力學(xué)平衡)在κ-碳化物共格引起的壓縮彈性應(yīng)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(fù)雜的三維排列。用透射電鏡(TEM)對κ-碳化物的二維分布進(jìn)行了分析，結(jié)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(jìn)行了分析，最近發(fā)現(xiàn)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(shù)據(jù)的κ-碳化物三維形態(tài)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(wěn)γ相的順序旋節(jié)分解，即化學(xué)調(diào)制，κ-碳化物可以大量析出(體積分?jǐn)?shù)高達(dá)40%)。第二種反應(yīng)是γ的短程排序(SRO)為亞穩(wěn)態(tài)(Fe, Mn)₃AlCx (x < 1) L12相(κ ' -碳化物)，然后κ ' -碳化物有序轉(zhuǎn)變?yōu)?/span>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(jié)構(gòu)，但是C原子并沒有完全占據(jù)應(yīng)有的空隙。特別是在Al 和C含量分別為>10 wt.%和>1 wt.%時，旋節(jié)分解動力學(xué)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(nèi)時效時間延長，κ-碳化物晶格常數(shù)升高，奧氏體晶格參數(shù)降低，這種效應(yīng)促進(jìn)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(jié)構(gòu)，圖5(a)。根據(jù)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(yīng)形成，如單元晶胞轉(zhuǎn)變和共析反應(yīng)，[28,30,41]晶界κ-碳化物與相鄰晶粒具有平行取向關(guān)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(qū)域進(jìn)一步退火，這些碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐Ы邕B續(xù)分布的薄膜，并生長為相鄰的晶粒，如圖5(b)所示。當(dāng)Al含量較高(>6 wt.%)時，通過相態(tài)轉(zhuǎn)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(guān)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(fā)生γ→α轉(zhuǎn)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(xué)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(jié)構(gòu)；[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(fù)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(xiàn)象，形成宏觀帶狀組織。通過調(diào)整熱機條件，可以控制組織相的結(jié)構(gòu)、尺寸、體積分?jǐn)?shù)和分布。從基體相結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)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(fù)雜的雙模態(tài)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(jié)構(gòu)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(zhuǎn)變?yōu)檠啬赶?/span>γ晶界或在δ/γ界面處形成的(α + κ)片狀領(lǐng)域，層狀(α + κ)結(jié)構(gòu)的特征是細(xì)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(xiàn)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(tài)時均表現(xiàn)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(fù)雜的鐵素體帶結(jié)構(gòu)。另一方面，鐵素體基雙相鋼具有復(fù)雜的δ-鐵素體帶狀結(jié)構(gòu)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(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)的α′-馬氏體轉(zhuǎn)變。除了L ' 12 κ-碳化物的形成外，最近還提出了幾種促進(jìn)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(dǎo)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(jù)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(xué)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(yīng)變?yōu)?/span>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(nèi)冷卻1-5小時，水冷或風(fēng)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(xì)長，因此不能作為最終產(chǎn)品使用。為了控制晶粒尺寸、織構(gòu)和析出行為，熱軋帶鋼先進(jìn)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(guān)鍵。奧氏體鋼的冷軋產(chǎn)品通常是在900-1 100℃的溫度范圍內(nèi)對冷軋帶鋼進(jìn)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(nèi)進(jìn)行5-20小時的退火處理。

5. 性能

在本節(jié)中，對低密度Fe-Mn-Al-C鋼最相關(guān)的工程性能進(jìn)行了綜述，然而，由于這些鋼作為潛在的結(jié)構(gòu)材料的新穎性，幾個工程性能的現(xiàn)有文獻(xiàn)的闡述仍然是有限的，本節(jié)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(xué)性能

Fe-Mn-Al-C鋼在室溫下表現(xiàn)出寬廣的力學(xué)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(guī)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(dǎo)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(dāng)Al >為7 wt.%時，短程有序(K1態(tài))的形成甚至在冷軋過程中也會導(dǎo)致板材的脆性斷裂。

- 鐵素體基雙相鋼位于第一代先進(jìn)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(yōu)越的拉伸性能，這些鋼通常表現(xiàn)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(xiàn)出了吸引人的機械強度組合(屈服應(yīng)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?jǐn)?shù)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(dǎo)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(xiàn)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(chǔ)強化和變形機制有關(guān)。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(yīng)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(jié)構(gòu)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(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)的α′-馬氏體相變，在高應(yīng)力水平下可形成變形孿晶。由于TRIP(相變誘導(dǎo)塑性)和TWIP(孿生誘導(dǎo)塑性)效應(yīng)的激活，這些效應(yīng)導(dǎo)致了增強的應(yīng)變強化的能力。TRIP效應(yīng)的效率取決于亞穩(wěn)奧氏體的結(jié)晶取向及其對應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體形成的力學(xué)穩(wěn)定性。

- 奧氏體基雙相鋼的拉伸性能是由奧氏體的應(yīng)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(huán)。Yao等人最近對Fe-Mn-Al-C奧氏體鋼的強化機理進(jìn)行了分析，圖8(a)總結(jié)了他們的分析。這張圖顯示了標(biāo)準(zhǔn)化強度(標(biāo)準(zhǔn)化相對于體積分?jǐn)?shù)，Vf)  作為平均析出微粒半徑r的函數(shù)，反相邊界(APB)能量的兩個值，γ_APB。用ab-initio方法計算了這兩種不同相結(jié)構(gòu)的κ-碳化物能量，一個含碳的γ_APB， ~700 mJ/m²，另一個無C的γ_APB ~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(zhuǎn)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(huán)強化。圖中還顯示，當(dāng)γ_APB值較高時，強化峰值應(yīng)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(guī)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(zhì)合金剪切Fe - 30.4Mn – 8Al - 1.2 C鋼，拉伸真應(yīng)變0.02，[15] Orowan位錯環(huán)依然有助于這個大的間距粒子之間區(qū)域，即廣泛γ-通道，見圖4 (C)。

圖8  (a)：規(guī)范化的κ-碳化物強化作為粒子半徑的函數(shù)，r， 350(虛線)的γ_APB和700(實線)mJ / m²γ_APB；[15=]  (b)：暗場的TEM圖像κ-碳化物剪切Fe - 30.4Mn – 8Al - 1.2C鋼，拉伸應(yīng)變到0.02真應(yīng)變。[15]

Fe-Mn-Al-C鋼優(yōu)良的奧氏體加工硬化行為是歸因于平面錯位亞結(jié)構(gòu)的形成和演變，[3,5,6,14,38,45]以及由于動態(tài)滑移帶細(xì)化晶粒的機理，平面滑動帶 [2, 14,15,38]處于應(yīng)變狀態(tài)，[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(yīng)力狀態(tài)下激活，產(chǎn)生進(jìn)一步的應(yīng)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(guān)。Haase等[38] 最近提出，這些剪切機制對滑移面軟化效應(yīng)也有類似的影響，從而對演變位錯構(gòu)型也有類似的影響。在無κ-碳化物奧氏體鋼中，平面位錯結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)產(chǎn)生的應(yīng)變強化速率是足夠高來補償負(fù)的應(yīng)變強化速率，這個負(fù)的應(yīng)變強化的產(chǎn)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(dǎo)致了κ-碳化物的γ_APB  的減少。[15]

5.2. 低溫力學(xué)性能

Fe-Mn-Al-C奧氏體鋼的低溫力學(xué)性能與傳統(tǒng)不銹鋼相當(dāng)。一般來說，Fe-Mn-Al-C奧氏體鋼的低溫力學(xué)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(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性。[64]進(jìn)一步探索新近計算的Fe-Mn-Al-C相圖，結(jié)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(shè)計圖。例如，Li等人[64]最近提出了一種熱力學(xué)方法，納米級κ-碳化物和富Nb碳化物的異質(zhì)形核分布，從而產(chǎn)生了優(yōu)越的低溫力學(xué)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(yīng)力數(shù)值是真應(yīng)力值。為了比較，圖中包括了常規(guī)不銹鋼的力學(xué)性能。圖9(a)、9(b)表明，Fe-Mn-Al-C鋼在77K溫度時表現(xiàn)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(dāng)。另一方面，Fe-Mn-Al-C鋼在77K溫度下 (6-140 J)時表現(xiàn)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(xiàn)出更高的CVN值。

圖9  低密度Fe-Mn-Al-C鋼的低溫力學(xué)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(xiàn)出高的能量吸收行為，相比于常規(guī)的深沖性能鋼，像DC04，HC300LA，高強度IF鋼，見圖10（a）。[1]當(dāng)Al >為7 wt.%時，Fe-Mn-Al-C鋼的E_spec值約為0.5 J/mm³；比傳統(tǒng)的深沖鋼(0.16-0.25J/mm3)高50%左右，E_spec是給定溫度、高應(yīng)變速率下單位體積的變形能，高應(yīng)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(guān)關(guān)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(diào)節(jié)作用。當(dāng)Al <7wt.%時，發(fā)生Fe₃C和M₇C₃碳化物晶界析出，惡化了鋼的塑性和韌性。當(dāng)Al >7 wt.%時，由于κ-碳化物體積分?jǐn)?shù)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(xié)調(diào)而導(dǎo)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(tài)下(曲線3)，Fe-Mn-Al-C鋼在室溫下表現(xiàn)出與奧氏體不銹鋼相似的高沖擊功。在時效狀態(tài)(曲線4和5)中，CVN沖擊能隨試驗溫度適度降低，達(dá)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(huán)境中的耐蝕性與常規(guī)高強度鋼相當(dāng)，但不如304不銹鋼。[67]添加鋁，將產(chǎn)生正面的反腐效果，但是不能使Fe-Mn-Al-C鋼增加抵抗應(yīng)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(xué)性能，主要是由于雙相；微觀組織的緣故。[67,69]

6. 未來的挑戰(zhàn)

近十年來，Fe-Mn-Al-C鋼的基礎(chǔ)研究十分活躍。研究領(lǐng)域如合金設(shè)計，[1,8,10,12,32]熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫，[16 – 19]結(jié)構(gòu)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(jìn)行了廣泛的調(diào)查。然而，將Fe-Mn-Al-C鋼作為結(jié)構(gòu)材料應(yīng)用于工業(yè)應(yīng)用仍有許多懸而未決的問題，在以下幾個科學(xué)和技術(shù)挑戰(zhàn)的Fe-Mn-Al-C鋼是解決。

6.1. 技術(shù)挑戰(zhàn)

—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(fā)生強烈的化學(xué)反應(yīng)，導(dǎo)致雜質(zhì)和化學(xué)合金偏差。例如，在連鑄過程中，鋼水中的氧化鋁導(dǎo)致水口堵塞絮流。由于鑄坯與大氣發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，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(xiàn)表面缺陷、脆性相和裂紋的形成以及脫碳等現(xiàn)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(jié)晶組織、軋制和隨后再結(jié)晶的織構(gòu)演變以及晶粒尺寸控制等方面的研究尚未詳細(xì)論述，這些都是工業(yè)條件下優(yōu)化加工設(shè)置的關(guān)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(xì)的調(diào)研，這些力學(xué)性能的評價是建立低密度Fe-Mn-Al-C鋼作為結(jié)構(gòu)材料的關(guān)鍵。

—氫脆。氫脆是高強度鋼研究的主要技術(shù)問題之一。分析氫對低密度Fe-Mn-Al-C鋼力學(xué)行為的影響，對于這些鋼的工業(yè)應(yīng)用是至關(guān)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(yīng)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(jié)構(gòu)界面和相結(jié)構(gòu)，它們可能表現(xiàn)出不同的氫捕獲效率，導(dǎo)致復(fù)雜的氫脆行為。例如，基于密度泛函理論(DFT)的計算預(yù)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(dāng)?shù)乜刂瞥恋砦龀觯?/span>-碳化物成為氫陷阱。進(jìn)一步的研究需要闡明微觀結(jié)構(gòu)界面的效率，如孿晶界、位錯結(jié)構(gòu)、B2析出物和κ-碳化物對氫捕獲的影響。

6.2. 科學(xué)的挑戰(zhàn)

-短程有序(SRO)。短程有序SRO的出現(xiàn)經(jīng)常被認(rèn)為是Fe-Mn-Al-C無碳化物奧氏體鋼變形早期位錯結(jié)構(gòu)形成的平面特征。目前還不清楚SRO團簇的大小、熱穩(wěn)定性和結(jié)構(gòu)穩(wěn)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(zhàn)性的任務(wù)，值得進(jìn)一步研究SRO對塑性的影響，從而提供新的合金設(shè)計策略。

- Fe-Mn-Al-C雙基體鋼中富Cu/ ni B2相的相結(jié)構(gòu)、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(shè)計策略的建立是至關(guān)重要的。

-微觀結(jié)構(gòu)界面的熱力學(xué)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(jié)構(gòu))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(jié)構(gòu)界面的熱學(xué)和力學(xué)行為還沒有詳細(xì)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(jié)晶行為和晶粒長大的作用至關(guān)重要。另一方面，微觀組織界面的力學(xué)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(guān)鍵。

-合金控制的應(yīng)變強化化機制。在低密度Fe-Mn-Al-C鋼中觀察到幾種應(yīng)變強化機制，這些機制塑性與不同組織相的復(fù)雜相互作用以及這些組織相的力學(xué)穩(wěn)定性有關(guān)。為了建立穩(wěn)健的合金設(shè)計策略，應(yīng)該探索應(yīng)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(jié)構(gòu)界面，特別是異相界面，這是一項具有挑戰(zhàn)性的任務(wù)，可導(dǎo)致局部化學(xué)元素梯度的發(fā)生。

7. 結(jié)論

低密度Fe-Mn-Al-C鋼是汽車、飛機和低溫工業(yè)的潛在結(jié)構(gòu)材料。其優(yōu)異的物理和機械性能的結(jié)合，可以減少結(jié)構(gòu)高達(dá)20%的重量，使這些鋼作為輕型防撞車體結(jié)構(gòu)和深冷行業(yè)的結(jié)構(gòu)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(xiàn)出了優(yōu)異的力學(xué)性能組合，這可以通過選擇性顯微組織控制進(jìn)行調(diào)節(jié)。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(jié)構(gòu)，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(jié)構(gòu)及其變形行為提供了新的認(rèn)識，這些活動為先進(jìn)低密度鋼的開發(fā)帶來了新的合金設(shè)計策略。本文提出了一種新的應(yīng)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(yōu)異應(yīng)變強化。在工業(yè)應(yīng)用中建立低密度Fe-Mn-Al-C鋼作為結(jié)構(gòu)材料仍然存在一些科學(xué)和技術(shù)挑戰(zhàn)，尤其需要在合金設(shè)計、煉鋼、加工、機械性能和氫脆等方面進(jìn)行進(jìn)一步的研究。這些挑戰(zhàn)使低密度Fe-Mn-Al-C鋼成為進(jìn)一步科學(xué)技術(shù)研究的理想鋼材。

致謝

作者要感謝NIMS資助項目“納米尺度結(jié)構(gòu)與界面動力學(xué)關(guān)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。

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