高層錯能Fe-Mn-Al-C低密度鋼的變形機制和組織控制

丁 樺，胡 曉

(東北大學 材料科學與工程學院，沈陽 110819)

高性能鋼的開發目標是提高其強度，同時保證良好的塑性.提高材料的強度可以使結構件厚度減薄，滿足減重的需求.但是，當材料減薄至一定程度，難于滿足結構件剛度的要求.近年來，降低鋼的密度已成為高性能鋼的研究方向之一.

研究表明[1]，在Fe-Mn-C鋼中添加質量分數為6.5%～12%的Al，可使鋼的密度降低至6.5～7.1 g/cm3.除了減重效果之外，添加Al還可以使錳鋼中易出現的延遲斷裂問題得到解決，并能提高鋼的耐蝕性能和抗蠕變性能[2-3].這些特殊的功能可使Fe-Mn-Al-C鋼的應用得到進一步的拓展.

2013年，在材料研究領域反映最新研究進展的期刊Scripta上用整期介紹了低密度鋼的研究進展，包括合金設計、合金變形過程中的組織演變、變形機制、應變硬化行為及應用前景等.2014年，美國礦業、金屬及材料學會主辦的期刊JOM出版了低密度鋼專輯.低密度鋼在國際上引起了研究者和應用領域的廣泛重視.

近幾年來，低密度鋼的研究已經成為高強鋼的研究熱點之一[4].當Fe-Mn-Al-C鋼中的合金元素含量較高時，材料具有較高的層錯能，其變形機制與具有較低層錯能的高性能鋼有所不同.雖然在低密度鋼的組織性能和變形機制方面已有很多的研究，但是還有許多工作需要深入.本文對高層錯能的Fe-Mn-Al-C鋼合金系的組成相、變形機制和組織性能之間的關系等方面的工作進行綜述，并提出需進一步研究的問題.

1 Fe-Mn-Al-C低密度鋼的類型及相組成

1.1 高錳高鋁鋼

當錳的質量分數大于12%時，一般稱之為高錳鋼.在鋁含量較高的Fe-Mn-Al-C鋼中，組織是奧氏體或基體為奧氏體.當Al、Mn 和C含量均較高時，在奧氏體基體上出現碳化物.圖1示出了奧氏體和碳化物的相結構[4].在奧氏體中，當Fe、Mn和Al隨機分布時，奧氏體是無序的(圖1(a)).當Al占據頂角，而Fe和 Mn在面心位置，形成有序的奧氏體，結構為L12，如圖1(b) 所示.當C原子進一步發生有序化，處于八面體間隙，則形成κ-碳化物(圖1(c)).如果C的占位并不充分，生成的碳化物為亞穩相，其結構與κ相一致，稱為κ'- (Fe,Mn)3AlCx(x<1)相.Yao等[5]通過原子探針和密度函計算研究了Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C鋼中的碳化物.結果表明：κ'-碳化物是非化學計量比的.κ'-碳化物中位于體心的C原子和位于頂角置換的Al原子濃度遠低于理論值.

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

在高錳Fe-Mn-Al-C鋼中，鋁含量的變化對其組織組成有很大的影響.我們的研究工作表明[6]，在Fe-26Mn-Al-1.0C合金系中，當鋁質量分數w[Al]從3%增至8%，合金保持奧氏體單相；當鋁w[Al]達到10%時，開始出現碳化物；當w[Al]增至12%，碳化物的數量顯著增加，同時出現～7%的鐵素體.

1.2 中錳高鋁鋼

由于在含鋁低密度鋼中降低錳含量有利于合金的制備，近年來許多研究者對中錳低密度鋼進行了研究[7-10].根據合金成分和退火工藝的不同，可得到奧氏體+鐵素體雙相組織或奧氏體+鐵素體+碳化物復相組織,有時還存在少量的δ鐵素體.研究表明：在中錳的Fe-Mn-Al-C鋼中會形成兩種類型的碳化物：一種與高錳鋼類似，是奧氏體晶粒內的納米級碳化物，即κ'相；另一種碳化物κ相則分布在晶界，由共析轉變形成，即γ→α+κ[10].

2 Fe-Mn-Al-C低密度鋼的變形機制

層錯能對奧氏體鋼的變形模式及斷裂機制起到關鍵的作用.一般認為[11]，錳鋼的層錯能低于20 mJ/m2時，發生TRIP(transformation induced plasticity)效應；而TWIP(twinning induced plasticity)鋼的層錯能范圍一般為20～40 mJ/m2.在錳鋼中添加了足夠量的Al之后，奧氏體的層錯能提高，在其中難于形成層錯，變形機制為位錯滑移機制.

Frommeyer率先將Fe-Mn-Al-C鋼引入汽車用鋼的研究之中[1]，研究了18/28Mn-9/12Al/0.7-1.2C高錳高鋁鋼的力學性能.其結果表明，Fe-28Mn-12Al-1C鋼的屈服強度為730 MPa，抗拉強度為1000 MPa，伸長率為55%.該文獻提出了剪切帶誘發塑性(shear band induced plasticity)的概念，被很多研究低密度鋼的學者所引用.Park等人[12-14]研究了Fe-28Mn-9Al-0.8C鋼的拉伸力學行為和組織演變，合金的層錯能為85 mJ/m2.結果表明，在變形過程中，奧氏體中發生平面滑移(planar slip)；隨著變形過程的進行，出現泰勒晶格(Taylor lattice)，進而形成顯微帶(microband)，材料具有高的強度(800 MPa)和極佳的塑性(～100%).他們認為這是由于顯微帶的形成和發展使材料獲得持續的應變硬化，將其稱之為顯微帶誘發塑性(microband induced plasticity).我們在 Fe-18Mn-10Al-xC 鋼的研究中，也觀察到了泰勒晶格和顯微帶[15-16].Ponge等人[17]研究了 Fe-30.4Mn-8Al-1.2C 鋼的組織演變，指出奧氏體中發生平面滑移后形成了大量的滑移帶，且滑移帶的間距在變形過程中不斷減小.他們對滑移帶的間距進行了定量分析，并對流變應力進行了計算，提出了一種新的應變硬化機制，即動態滑移帶細化(dynamic slip band refinement),認為高的應變硬化率是由滑移帶結構的細化造成的.圖2為文獻[17]提出的動態滑移系細化機制的示意圖.高層錯能的Fe-Mn-Al-C鋼變形時呈現不同的機制，但其關鍵的影響因素尚不明確.

當Fe-Mn-Al-C鋼為雙相組織時，鐵素體與奧氏體中的滑移機制不同.奧氏體中發生平面滑移，而鐵素體中發生波狀滑移(wavy slip).隨著變形過程的進行，位錯密度增加，形成位錯纏結.對Fe-20Mn-9Al-0.6C[18]和Fe-18Mn-10Al-xC[15]的研究表明，在變形過程中，奧氏體比鐵素體呈現出更強的應變硬化.由于合金元素含量的不同以及熱處理制度的差異，Fe-Mn-Al-C鋼中會出現不同的析出相，影響材料的變形行為.

圖2 動態滑移帶細化示意圖[17]Fig.2 Schematic illustration of the proposed dynamic slip band refinement[17](a)—位錯源激活；(b)—滑移面上存在較多位錯；(c)—背應力的存在消耗位錯源，形成滑移帶(點劃線)；(d)—需要激活新的位錯源；(e-f)—新激活的位錯源經歷前一個源的演變

3 Fe-Mn-Al-C鋼中析出相的作用

3.1 κ/κ′碳化物

在低密度鋼中，碳化物的數量、形貌及分布顯著影響材料的力學性能.文獻[19]對Fe-30Mn-7.8Al-1.3C合金固溶時效過程中的相分解進行了研究.該合金固溶淬火態(淬火介質：冰鹽水)為奧氏體組織，電子衍射分析表明存在短程有序.合金的過飽和固溶體時效后呈現硬化現象，源于形成了(Fe,Mn)3AlCx的立方碳化物的沉淀相(κ'相).

研究表明，有序碳化物是在奧氏體的富碳區發生調幅分解反應而生成的.Park等人對Fe-28Mn-9Al-0.8C合金進行了較多的研究，結果表明水淬后為單相奧氏體組織，進一步的觀察分析表明奧氏體中存在短程有序[20].而文獻[1]和我們的研究工作[6]表明，在Fe-(18-26)Mn-(10-12)Al-(0.8-1.2)C鋼中，合金固溶水淬后已形成碳化物，即調幅分解過程已經完成.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%)的納米級碳化物(10 nm)，時效后碳化物沿<110>方向發生粗化(平均尺寸為22 nm)，體積分數增至68%[21].

在Fe-Mn-Al-C鋼的變形過程中，運動的位錯可以切過納米級碳化物.當這種納米級碳化物的數量很多時，Fe-Mn-Al-C鋼的屈服強度得到顯著的提高.我們對Fe-26Mn-xAl-1C鋼引起屈服強度增加的幾種機制進行了定量的評價，得出納米碳化物粒子對屈服強度的貢獻最大，是固溶強化的1.7倍，如圖3所示[22].值得指出的是，含有納米級碳化物的奧氏體鋼的變形行為有其顯著的特征，即材料一般具有很高的屈服強度，應變硬化率雖然不是很高，但是在變形過程中可保持持續的應變硬化，材料具有良好的塑性.文獻[9]對Fe-18.1Mn-9.6Al-0.65C的力學行為的研究表明，材料呈現三階段的應變硬化.在高錳Fe-Mn-Al-C鋼中，當鋁含量增加時，碳化物粒子的體積分數增加，材料的應變硬化率下降[23].

在中錳低密度鋼中，大多數情況下存在奧氏體和鐵素體兩相，或者還存在碳化物或其他的有序相.對Fe-12Mn-8Al-0.8C鋼的研究表明[7]，材料的抗拉強度為900 MPa，伸長率為46%，且初始應變硬化率較高.這種良好的性能歸因于位錯結構的細化和位錯切過碳化物，從而使應變硬化率能保持緩慢的下降.

圖3 不同機制對Fe-26Mn-xAl-1C鋼屈服強度的貢獻[22]Fig.3 Diagram indicating the contribution of different mechanisms in the yield strength of Fe-26Mn-xAl-1C steels[22]

熱處理后的冷卻速度影響碳化物的類型和分布，進而影響材料的性能.文獻[10]研究了Fe-11Mn-10Al-1.25C合金鋼在空冷、水冷和強烈淬火三種不同冷卻條件下的組織性能，結果表明，三種不同冷卻條件下κ碳化物的析出有著顯著的差異.如圖4所示，空冷條件下κ碳化物沿晶間大量析出; 水冷條件下粗大的鐵素體顆粒和κ碳化物彌散分布于奧氏體基體; 而強烈淬火時的組織基體為奧氏體，其上彌散分布著尺寸細小的κ′碳化物，同時存在退火孿晶.由于晶間κ碳化物的存在，水冷和空冷后合金具有較高的強度但塑性極差.而強烈淬火處理的合金其強度和延展性得到了很好的平衡，抗拉強度為1.1 GPa，延伸率可達29.3%,呈現出良好的綜合性能.

在Fe-Mn-Al-C鋼中添加其他合金元素，可改變碳化物的析出動力學.第一原理計算和TEM分析研究表明，Mo的添加延緩了Fe-Mn-Al-C鋼中碳化物形成的動力學[24].對含有不同Mo和Cr含量的Fe-30Mn-10.5Al-1.1C的研究結果也表明，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雙相鋼中[26]，基體為奧氏體，有約27%的δ鐵素體.在兩相區退火后淬火，奧氏體和鐵素體中均存在有序相.在無序的鐵素體基體上，出現有反向疇界的B2相，而DO3在無序的鐵素體和B2相中都存在；在奧氏體中存在納米級的碳化物.這種合金的屈服強度為812 MPa，抗拉強度為955 MPa，伸長率為42%.在鐵素體的變形組織中，出現位錯偶；在奧氏體中，當應變較小時，單系平面滑移占主導地位；隨著變形程度的增加，發生多系平面滑移.材料的應變硬化行為主要由超位錯切過鐵素體和奧氏體中的有序相所決定.在Fe-18Mn-10Al-0.8C雙相鋼中，也發現了類似的現象[15].

將Ni添加到Fe-Mn-Al-C系合金中，通過形成金屬間化合物可在一定程度上提高低密度鋼的強度和塑性.如在Ni合金化的Fe-15Mn-10Al-0.86C-5Ni鋼中，存在約20%的鐵素體，同時在奧氏體中形成B2相粒子.位錯不能切過這種粒子，而是在界面塞積，從而使合金獲得了高的屈服強度(1 GPa)和良好的應變硬化能力[27].

圖4 不同冷卻方式獲得的Fe-11Mn-10Al-1.25C鋼組織[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低密度鋼的組織控制

4.1 雙相低密度鋼的層錯能計算

在奧氏體鋼的層錯能計算中，其基點是認為層錯能是在兩個原子層間形成一個片狀馬氏體時所需的吉布斯自由能[28].而在鐵素體-奧氏體雙相鋼中，若用合金的名義成分計算層錯能則可能會出現問題.如在Fe-0.23C-8.1Mn-5.3Al合金中[29]，用計算奧氏體層錯能的方法計算雙相合金的層錯能，當層錯能為50 mJ/m2時仍然發生TRIP效應，完全不符合原有的規律.因此，應考慮合金的相比例以及元素在各相中的配分，對雙相或復相合金的層錯能進行修正和計算，為低密度鋼的組織設計和控制提供參考.

4.2 雙相和復相低密度鋼變形時的應力應變分配

在雙相鋼或復相鋼中，各相的性質存在差異.由于各相的性質不同，雙相或復相材料在宏觀應力應變下各相的變形行為是不同的，各相的形貌、比例和分布顯著影響材料的性能.深入了解宏觀形變中各組成相的變形行為，定量分析各相之間的應力應變分配，對明確材料的變形機制和新材料的設計十分重要.文獻[30]針對鐵素體-馬氏體雙相鋼，基于變形機制建立了物理模型，其模型綜合考慮了晶粒尺寸和相體積分數對材料應變的影響，定量分析了宏觀變形條件下各相的微觀應力-應變分配，提出了鐵素體-馬氏體雙相鋼中晶粒尺寸和相體積分數控制的原則.但是在鐵素體-奧氏體低密度鋼中尚缺乏這方面的研究.應從變形機制出發，建立雙相或復相低密度鋼應力應變關系的物理模型，還可采用數值模擬的方法對兩相中的微觀應力和應變配分進行分析，用以指導雙相低密度鋼的組織設計.

4.3 雙相、復相低密度鋼中析出相的控制

以上不同的研究結果說明淬火條件和合金元素對Fe-Mn-Al-C鋼調幅分解過程的影響很大，但目前對Fe-Mn-Al-C鋼調幅分解的動力學缺乏系統的研究，碳化物的形成條件并不明確，從而在低密度鋼的合金設計方面缺乏有效的指導.應設計淬火模式研究不同冷卻速率時的組織演變，同時研究奧氏體的相分解過程及動力學.當在合金中能形成兩種尺寸碳化物時，應探討退火溫度和冷卻方式的綜合影響，對中錳低密度鋼的組織實現有效的控制，進一步提升材料的性能.

在鐵素體+奧氏體+碳化物復相鋼中，各合金元素在鐵素體和奧氏體中的配分會影響碳化物的成分及形成條件.Seol等人[31]采用透射電鏡和原子探針對低碳鋼中奧氏體的分解形成的碳化物進行了研究，定量分析了溶質元素的配分.但是，在包含碳化物的Fe-Mn-Al-C復相鋼中，這方面的研究報道還很有限.應對各相中的合金元素分布進行進一步的研究，實現對有序碳化物的控制，進而控制材料的性能.

在Fe-Mn-Al-C系的基礎之上添加其他合金元素時，應明確這些元素對Fe-Mn-Al-C合金系相轉變和相組成的影響.對于B2和DO3相，如能通過形變熱處理手段使其獲得細化，并均勻地分布在奧氏體基體上，可以進一步提高材料的綜合性能.但是，對這種鋼組織控制的研究工作尚很有限.此外，為進一步提高Fe-Mn-Al-C系合金的力學性能，還應探索微合金元素如Nb、V、Ti的作用，充分利用細晶強化和沉淀強化的效果.

5 結 語

Fe-Mn-Al-C低密度鋼具有良好的綜合性能，同時具有較低的密度，作為汽車用鋼具有潛在的應用前景.應進一步明確合金元素、變形及熱處理條件對其相組成、組織參數及其變形機制的影響，定量分析雙相鋼和復相鋼各相的微觀應力應變分配，為材料的組織設計與控制提供依據.同時，應深入研究其他合金元素對Fe-Mn-Al-C低密度鋼相變和組織演變的影響，進一步提升低密度鋼的綜合性能.

Dec.2018