高层错能Fe-Mn-Al-C低密度钢的变形机制和组织控制

丁 桦，胡 晓

(东北大学 材料科学与工程学院，沈阳 110819)

高性能钢的开发目标是提高其强度，同时保证良好的塑性.提高材料的强度可以使结构件厚度减薄，满足减重的需求.但是，当材料减薄至一定程度，难于满足结构件刚度的要求.近年来，降低钢的密度已成为高性能钢的研究方向之一.

研究表明[1]，在Fe-Mn-C钢中添加质量分数为6.5%～12%的Al，可使钢的密度降低至6.5～7.1 g/cm3.除了减重效果之外，添加Al还可以使锰钢中易出现的延迟断裂问题得到解决，并能提高钢的耐蚀性能和抗蠕变性能[2-3].这些特殊的功能可使Fe-Mn-Al-C钢的应用得到进一步的拓展.

2013年，在材料研究领域反映最新研究进展的期刊Scripta上用整期介绍了低密度钢的研究进展，包括合金设计、合金变形过程中的组织演变、变形机制、应变硬化行为及应用前景等.2014年，美国矿业、金属及材料学会主办的期刊JOM出版了低密度钢专辑.低密度钢在国际上引起了研究者和应用领域的广泛重视.

近几年来，低密度钢的研究已经成为高强钢的研究热点之一[4].当Fe-Mn-Al-C钢中的合金元素含量较高时，材料具有较高的层错能，其变形机制与具有较低层错能的高性能钢有所不同.虽然在低密度钢的组织性能和变形机制方面已有很多的研究，但是还有许多工作需要深入.本文对高层错能的Fe-Mn-Al-C钢合金系的组成相、变形机制和组织性能之间的关系等方面的工作进行综述，并提出需进一步研究的问题.

1 Fe-Mn-Al-C低密度钢的类型及相组成

1.1 高锰高铝钢

当锰的质量分数大于12%时，一般称之为高锰钢.在铝含量较高的Fe-Mn-Al-C钢中，组织是奥氏体或基体为奥氏体.当Al、Mn 和C含量均较高时，在奥氏体基体上出现碳化物.图1示出了奥氏体和碳化物的相结构[4].在奥氏体中，当Fe、Mn和Al随机分布时，奥氏体是无序的(图1(a)).当Al占据顶角，而Fe和 Mn在面心位置，形成有序的奥氏体，结构为L12，如图1(b) 所示.当C原子进一步发生有序化，处于八面体间隙，则形成κ-碳化物(图1(c)).如果C的占位并不充分，生成的碳化物为亚稳相，其结构与κ相一致，称为κ'- (Fe,Mn)3AlCx(x<1)相.Yao等[5]通过原子探针和密度函计算研究了Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C钢中的碳化物.结果表明：κ'-碳化物是非化学计量比的.κ'-碳化物中位于体心的C原子和位于顶角置换的Al原子浓度远低于理论值.

图1 面心立方晶格的晶胞[4]Fig.1 Unit cell of f.c.c[4](a)—无序γ; (b)—有序γ，L12 ; (c)—κ碳化物

在高锰Fe-Mn-Al-C钢中，铝含量的变化对其组织组成有很大的影响.我们的研究工作表明[6]，在Fe-26Mn-Al-1.0C合金系中，当铝质量分数w[Al]从3%增至8%，合金保持奥氏体单相；当铝w[Al]达到10%时，开始出现碳化物；当w[Al]增至12%，碳化物的数量显著增加，同时出现～7%的铁素体.

1.2 中锰高铝钢

由于在含铝低密度钢中降低锰含量有利于合金的制备，近年来许多研究者对中锰低密度钢进行了研究[7-10].根据合金成分和退火工艺的不同，可得到奥氏体+铁素体双相组织或奥氏体+铁素体+碳化物复相组织,有时还存在少量的δ铁素体.研究表明：在中锰的Fe-Mn-Al-C钢中会形成两种类型的碳化物：一种与高锰钢类似，是奥氏体晶粒内的纳米级碳化物，即κ'相；另一种碳化物κ相则分布在晶界，由共析转变形成，即γ→α+κ[10].

2 Fe-Mn-Al-C低密度钢的变形机制

层错能对奥氏体钢的变形模式及断裂机制起到关键的作用.一般认为[11]，锰钢的层错能低于20 mJ/m2时，发生TRIP(transformation induced plasticity)效应；而TWIP(twinning induced plasticity)钢的层错能范围一般为20～40 mJ/m2.在锰钢中添加了足够量的Al之后，奥氏体的层错能提高，在其中难于形成层错，变形机制为位错滑移机制.

Frommeyer率先将Fe-Mn-Al-C钢引入汽车用钢的研究之中[1]，研究了18/28Mn-9/12Al/0.7-1.2C高锰高铝钢的力学性能.其结果表明，Fe-28Mn-12Al-1C钢的屈服强度为730 MPa，抗拉强度为1000 MPa，伸长率为55%.该文献提出了剪切带诱发塑性(shear band induced plasticity)的概念，被很多研究低密度钢的学者所引用.Park等人[12-14]研究了Fe-28Mn-9Al-0.8C钢的拉伸力学行为和组织演变，合金的层错能为85 mJ/m2.结果表明，在变形过程中，奥氏体中发生平面滑移(planar slip)；随着变形过程的进行，出现泰勒晶格(Taylor lattice)，进而形成显微带(microband)，材料具有高的强度(800 MPa)和极佳的塑性(～100%).他们认为这是由于显微带的形成和发展使材料获得持续的应变硬化，将其称之为显微带诱发塑性(microband induced plasticity).我们在 Fe-18Mn-10Al-xC 钢的研究中，也观察到了泰勒晶格和显微带[15-16].Ponge等人[17]研究了 Fe-30.4Mn-8Al-1.2C 钢的组织演变，指出奥氏体中发生平面滑移后形成了大量的滑移带，且滑移带的间距在变形过程中不断减小.他们对滑移带的间距进行了定量分析，并对流变应力进行了计算，提出了一种新的应变硬化机制，即动态滑移带细化(dynamic slip band refinement),认为高的应变硬化率是由滑移带结构的细化造成的.图2为文献[17]提出的动态滑移系细化机制的示意图.高层错能的Fe-Mn-Al-C钢变形时呈现不同的机制，但其关键的影响因素尚不明确.

当Fe-Mn-Al-C钢为双相组织时，铁素体与奥氏体中的滑移机制不同.奥氏体中发生平面滑移，而铁素体中发生波状滑移(wavy slip).随着变形过程的进行，位错密度增加，形成位错缠结.对Fe-20Mn-9Al-0.6C[18]和Fe-18Mn-10Al-xC[15]的研究表明，在变形过程中，奥氏体比铁素体呈现出更强的应变硬化.由于合金元素含量的不同以及热处理制度的差异，Fe-Mn-Al-C钢中会出现不同的析出相，影响材料的变形行为.

图2 动态滑移带细化示意图[17]Fig.2 Schematic illustration of the proposed dynamic slip band refinement[17](a)—位错源激活；(b)—滑移面上存在较多位错；(c)—背应力的存在消耗位错源，形成滑移带(点划线)；(d)—需要激活新的位错源；(e-f)—新激活的位错源经历前一个源的演变

3 Fe-Mn-Al-C钢中析出相的作用

3.1 κ/κ′碳化物

在低密度钢中，碳化物的数量、形貌及分布显著影响材料的力学性能.文献[19]对Fe-30Mn-7.8Al-1.3C合金固溶时效过程中的相分解进行了研究.该合金固溶淬火态(淬火介质：冰盐水)为奥氏体组织，电子衍射分析表明存在短程有序.合金的过饱和固溶体时效后呈现硬化现象，源于形成了(Fe,Mn)3AlCx的立方碳化物的沉淀相(κ'相).

研究表明，有序碳化物是在奥氏体的富碳区发生调幅分解反应而生成的.Park等人对Fe-28Mn-9Al-0.8C合金进行了较多的研究，结果表明水淬后为单相奥氏体组织，进一步的观察分析表明奥氏体中存在短程有序[20].而文献[1]和我们的研究工作[6]表明，在Fe-(18-26)Mn-(10-12)Al-(0.8-1.2)C钢中，合金固溶水淬后已形成碳化物，即调幅分解过程已经完成.在C含量更高的Fe-30Mn-9.5Al-2.0C合金中，固溶淬火后形成密度很高(40%)的纳米级碳化物(10 nm)，时效后碳化物沿<110>方向发生粗化(平均尺寸为22 nm)，体积分数增至68%[21].

在Fe-Mn-Al-C钢的变形过程中，运动的位错可以切过纳米级碳化物.当这种纳米级碳化物的数量很多时，Fe-Mn-Al-C钢的屈服强度得到显著的提高.我们对Fe-26Mn-xAl-1C钢引起屈服强度增加的几种机制进行了定量的评价，得出纳米碳化物粒子对屈服强度的贡献最大，是固溶强化的1.7倍，如图3所示[22].值得指出的是，含有纳米级碳化物的奥氏体钢的变形行为有其显著的特征，即材料一般具有很高的屈服强度，应变硬化率虽然不是很高，但是在变形过程中可保持持续的应变硬化，材料具有良好的塑性.文献[9]对Fe-18.1Mn-9.6Al-0.65C的力学行为的研究表明，材料呈现三阶段的应变硬化.在高锰Fe-Mn-Al-C钢中，当铝含量增加时，碳化物粒子的体积分数增加，材料的应变硬化率下降[23].

在中锰低密度钢中，大多数情况下存在奥氏体和铁素体两相，或者还存在碳化物或其他的有序相.对Fe-12Mn-8Al-0.8C钢的研究表明[7]，材料的抗拉强度为900 MPa，伸长率为46%，且初始应变硬化率较高.这种良好的性能归因于位错结构的细化和位错切过碳化物，从而使应变硬化率能保持缓慢的下降.

图3 不同机制对Fe-26Mn-xAl-1C钢屈服强度的贡献[22]Fig.3 Diagram indicating the contribution of different mechanisms in the yield strength of Fe-26Mn-xAl-1C steels[22]

热处理后的冷却速度影响碳化物的类型和分布，进而影响材料的性能.文献[10]研究了Fe-11Mn-10Al-1.25C合金钢在空冷、水冷和强烈淬火三种不同冷却条件下的组织性能，结果表明，三种不同冷却条件下κ碳化物的析出有着显著的差异.如图4所示，空冷条件下κ碳化物沿晶间大量析出; 水冷条件下粗大的铁素体颗粒和κ碳化物弥散分布于奥氏体基体; 而强烈淬火时的组织基体为奥氏体，其上弥散分布着尺寸细小的κ′碳化物，同时存在退火孪晶.由于晶间κ碳化物的存在，水冷和空冷后合金具有较高的强度但塑性极差.而强烈淬火处理的合金其强度和延展性得到了很好的平衡，抗拉强度为1.1 GPa，延伸率可达29.3%,呈现出良好的综合性能.

在Fe-Mn-Al-C钢中添加其他合金元素，可改变碳化物的析出动力学.第一原理计算和TEM分析研究表明，Mo的添加延缓了Fe-Mn-Al-C钢中碳化物形成的动力学[24].对含有不同Mo和Cr含量的Fe-30Mn-10.5Al-1.1C的研究结果也表明，Mo和Cr的添加抑制了κ-碳化物的形成[25].

3.2 其他析出相

在Fe-27Mn-12Al-0.8C双相钢中[26]，基体为奥氏体，有约27%的δ铁素体.在两相区退火后淬火，奥氏体和铁素体中均存在有序相.在无序的铁素体基体上，出现有反向畴界的B2相，而DO3在无序的铁素体和B2相中都存在；在奥氏体中存在纳米级的碳化物.这种合金的屈服强度为812 MPa，抗拉强度为955 MPa，伸长率为42%.在铁素体的变形组织中，出现位错偶；在奥氏体中，当应变较小时，单系平面滑移占主导地位；随着变形程度的增加，发生多系平面滑移.材料的应变硬化行为主要由超位错切过铁素体和奥氏体中的有序相所决定.在Fe-18Mn-10Al-0.8C双相钢中，也发现了类似的现象[15].

将Ni添加到Fe-Mn-Al-C系合金中，通过形成金属间化合物可在一定程度上提高低密度钢的强度和塑性.如在Ni合金化的Fe-15Mn-10Al-0.86C-5Ni钢中，存在约20%的铁素体，同时在奥氏体中形成B2相粒子.位错不能切过这种粒子，而是在界面塞积，从而使合金获得了高的屈服强度(1 GPa)和良好的应变硬化能力[27].

图4 不同冷却方式获得的Fe-11Mn-10Al-1.25C钢组织[10]Fig.4 Microstructures of Fe-11Mn-10Al-1.25C steel by different cooling styles[10](a)—800 ℃-20 min 水冷 (SEM); (b)—900 ℃-20 min 水冷 (SEM);(c)—1 000 ℃-20 min 水冷 (SEM); (d)—1 000 ℃-20 min 液氮快冷 (TEM)

4 Fe-Mn-Al-C低密度钢的组织控制

4.1 双相低密度钢的层错能计算

在奥氏体钢的层错能计算中，其基点是认为层错能是在两个原子层间形成一个片状马氏体时所需的吉布斯自由能[28].而在铁素体-奥氏体双相钢中，若用合金的名义成分计算层错能则可能会出现问题.如在Fe-0.23C-8.1Mn-5.3Al合金中[29]，用计算奥氏体层错能的方法计算双相合金的层错能，当层错能为50 mJ/m2时仍然发生TRIP效应，完全不符合原有的规律.因此，应考虑合金的相比例以及元素在各相中的配分，对双相或复相合金的层错能进行修正和计算，为低密度钢的组织设计和控制提供参考.

4.2 双相和复相低密度钢变形时的应力应变分配

在双相钢或复相钢中，各相的性质存在差异.由于各相的性质不同，双相或复相材料在宏观应力应变下各相的变形行为是不同的，各相的形貌、比例和分布显著影响材料的性能.深入了解宏观形变中各组成相的变形行为，定量分析各相之间的应力应变分配，对明确材料的变形机制和新材料的设计十分重要.文献[30]针对铁素体-马氏体双相钢，基于变形机制建立了物理模型，其模型综合考虑了晶粒尺寸和相体积分数对材料应变的影响，定量分析了宏观变形条件下各相的微观应力-应变分配，提出了铁素体-马氏体双相钢中晶粒尺寸和相体积分数控制的原则.但是在铁素体-奥氏体低密度钢中尚缺乏这方面的研究.应从变形机制出发，建立双相或复相低密度钢应力应变关系的物理模型，还可采用数值模拟的方法对两相中的微观应力和应变配分进行分析，用以指导双相低密度钢的组织设计.

4.3 双相、复相低密度钢中析出相的控制

以上不同的研究结果说明淬火条件和合金元素对Fe-Mn-Al-C钢调幅分解过程的影响很大，但目前对Fe-Mn-Al-C钢调幅分解的动力学缺乏系统的研究，碳化物的形成条件并不明确，从而在低密度钢的合金设计方面缺乏有效的指导.应设计淬火模式研究不同冷却速率时的组织演变，同时研究奥氏体的相分解过程及动力学.当在合金中能形成两种尺寸碳化物时，应探讨退火温度和冷却方式的综合影响，对中锰低密度钢的组织实现有效的控制，进一步提升材料的性能.

在铁素体+奥氏体+碳化物复相钢中，各合金元素在铁素体和奥氏体中的配分会影响碳化物的成分及形成条件.Seol等人[31]采用透射电镜和原子探针对低碳钢中奥氏体的分解形成的碳化物进行了研究，定量分析了溶质元素的配分.但是，在包含碳化物的Fe-Mn-Al-C复相钢中，这方面的研究报道还很有限.应对各相中的合金元素分布进行进一步的研究，实现对有序碳化物的控制，进而控制材料的性能.

在Fe-Mn-Al-C系的基础之上添加其他合金元素时，应明确这些元素对Fe-Mn-Al-C合金系相转变和相组成的影响.对于B2和DO3相，如能通过形变热处理手段使其获得细化，并均匀地分布在奥氏体基体上，可以进一步提高材料的综合性能.但是，对这种钢组织控制的研究工作尚很有限.此外，为进一步提高Fe-Mn-Al-C系合金的力学性能，还应探索微合金元素如Nb、V、Ti的作用，充分利用细晶强化和沉淀强化的效果.

5 结 语

Fe-Mn-Al-C低密度钢具有良好的综合性能，同时具有较低的密度，作为汽车用钢具有潜在的应用前景.应进一步明确合金元素、变形及热处理条件对其相组成、组织参数及其变形机制的影响，定量分析双相钢和复相钢各相的微观应力应变分配，为材料的组织设计与控制提供依据.同时，应深入研究其他合金元素对Fe-Mn-Al-C低密度钢相变和组织演变的影响，进一步提升低密度钢的综合性能.

Dec.2018