吴志强，卢立伟，丁桦

（1.湖南科技大学 材料科学与工程学院，湖南 湘潭 411201；2.东北大学 材料科学与工程学院，沈阳 110819）

钢铁材料作为最重要的汽车结构材料之一，其轻量化与高强韧化成为新一代汽车用钢的必然发展趋势[1]。轻量化可以通过提高材料的强度和降低材料的密度加以实现；高强韧化可以提高材料高速碰撞过程中的能量吸收能力且避免服役过程中出现突然脆断，进而有效提高汽车的高安全性。近年来，低密度钢或者轻质钢再次激发起研究者们的广泛兴趣，低密度钢或者轻质钢这种具有低密度和超高强度性能于一身的钢材具有较好的应用前景。据估算，钢材的密度仅需降低 10%就可以保持甚至显著提高其在汽车工业应用中的优越性和竞争力。这种设计的思路是，通过向钢中添加轻质元素如硅、铝和镁，在合金成分优化与成形工艺控制的基础下，得到兼具低密度和高强韧性的新型汽车钢材，以保证在提高汽车结构件强度的前提下尽量减轻汽车的自重。添加到钢中的轻质元素一方面可以扩大钢的晶格参数，同时凭借低的原子量降低其密度。最近几年，低密度高强钢已成为先进高强钢研究中的一个热点[2—10]。Fe-Mn-Al-C高锰高铝钢（锰的质量分数大于12%，铝的质量分数大于6%）具有优异的力学性能，其抗拉强度可达到1100 MPa，断裂伸长率达到80%。铝合金元素的加入也大幅度降低其密度[11—14]，相比传统钢铁材料，其密度降低了近 20%[13,15—20]，因此这类材料是具有低密度、高强韧性和优良抗腐蚀性的新型钢铁结构材料。目前韩国已开始在工业应用中进行生产性研发。

这类低密度钢具有优异力学性能的主要原因是形变过程中，材料内部形成高致密的位错结构提了高其加工硬化能力，同时铝元素的加入促使奥氏体中纳米尺度κ-carbide的形成[21—24]，共同导致该系列钢有别于传统高锰TRIP（Transformation-induced plasticity，相变诱发塑性）和TWIP（Twinning-induced plasticity，孪晶诱发塑性）钢的变形特征[25—26]。作为新一代汽车结构件材料，除了优异的静态拉伸性能，Fe-Mn-Al-C高锰高铝钢还应具有良好的抗碰撞能力，即在高应变速率（在典型的汽车碰撞测试中，车身材料的应变速率最高可达103s-1[27]）变形下，具备较高的能量吸收能力（也称为强塑积）。与此同时，为了适应全球不同温度范围内的使用状况，特别是保障极端低温条件下的韧性，Fe-Mn-Al-C高锰高铝钢在动态变形（一般认为动态变形应变速率大于10-1s-1[28]，静态变形（含准静态）应变速率小于 10-1s-1）下，韧脆转变机理的研究显得格外重要，因此，为了保障低密度高锰高铝钢材料在高速碰撞和极端低温环境条件下使用的安全性和可靠性，亟需系统研究低密度高锰高铝钢的动态变形行为和韧脆转变机理，为提高抗碰撞性能和低温韧性的组织优化设计奠定理论基础。

文中综述了低密度高锰高铝钢的力学响应对温度、应变速率的依赖性，以及在不同应变速率和温度下，低密度高锰高铝钢的微观变形机制和韧脆转变机理的研究现状，并指出该领域目前存在的主要问题和今后的发展方向。

1 动态变形行为研究

Fe-Al和Fe-Mn-Al-C低密度钢强度、伸长率和密度关系见图1。常见材料力学性能测试技术、相应的应变率范围和测试条件见图2[28]。材料在动态加载和静态加载条件下的变形行为有很大区别，体现在材料变形的局部性、不等温性和强烈的冲击波效应。德国和韩国对低密度高锰高铝钢进行了较早的研究，有众多学者就此类钢的力学性能和变形机制进行了研究。

图1 Fe-Al和Fe-Mn-Al-C低密度钢强度、伸长率和密度关系[2]Fig.1 Relationship among strength,elongation and density of various Fe-Al and Fe-Mn-Al low-density steels

图2 常见材料力学性能测试技术、相应的应变率范围和测试条件[28]Fig.2 Common mechanical materials testing techniques,their corresponding strain rate range,and the prevailing test conditions

1.1 应变速率对力学性能的影响

在应变速率和温度对力学性能影响方面，德国Frommeyer等[25—26]首先研究了 Fe-26/28Mn-10/12Al-1.0/1.2C（质量分数）钢在不同应变速率和温度条件下的力学性能。该系列钢在室温时以奥氏体为基体相，均匀分布着体积分数为 10%～15%的铁素体和体积分数少于10%的纳米尺度κ-carbide，这种分布的软硬相使其具有优良的强度和塑性，其强塑积可达60 GPa·%，而且这种合金钢的密度仅为6.57 g/cm3。在10-4～103s-1应变速率范围内，Fe-26Mn-11Al-1.1C（质量分数）钢的屈服强度和抗拉强度都随应变速率的增大而提高，其屈服强度由 600 MPa提升至 950 MPa，抗拉强度由875 MPa提升至1100 MPa，均匀伸长率和总伸长率均随应变速率的提高而降低。在-100～400 ℃温度范围内，Fe-28Mn-12Al-1C 钢的抗拉强度随变形温度的降低而提高，在20 ℃时伸长率达到最高。韩国的 Kim[29]在 2015年的《Nature》报道了 Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni（质量分数）钢在应变速率为10-3s-1时，抗拉强度达到1500 MPa，而且均匀伸长率不低于25%的研发结果，这种钢通过添加镍元素使奥氏体基体中的FeAl型金属间化合物（B2）实现纳米级沉淀，并且控制 B2的形态和分布，Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni（质量分数）钢变形后B2相的分布见图3，来同时实现高强度和高延展性，被认为是低密度钢研发取得优异成果的重要标志。

图3 Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni（质量分数）钢变形后B2相的分布Fig.3 Distribution of B2 phase after deformation of Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni (wt%) steel

国内 Lee等[30]研究了 Fe-32.8Mn-10.53Al-0.98C-0.72Mo（质量分数）钢在10-3～103s-1应变速率条件下压缩时的力学性能和微观组织。研究结果发现，其屈服强度随着应变速率的增大而提高，尤其是在静态变形到动态变形过渡阶段强度提升更为显著，微观组织观察发现在高应变速率（8×103s-1）冲击压缩后出现绝热剪切带。近期，本课题组对Fe-26Mn-8/10Al-1C（质量分数）钢进行了不同应变速率（10-3～2.5×102s-1）的相关研究[31]，8Al和10Al钢在不同应变速率下的力学性能见图4，研究发现Fe-26Mn-8/10Al-1C（质量分数）钢的抗拉强度和屈服强度均随应变速率的增大而提高，其屈服强度由485 MPa提高至668 MPa，抗拉强度由820 MPa提高至993 MPa，总伸长率随应变速率的增大有一定降低（由72%降低至60%）。通过这些研究发现，该系列材料表现出显著的应变速率、温度与力学性能的相关性，同时在高应变速率下变形还出现绝热剪切带现象，但是该材料在动态变形条件下的微观结构、变形行为以及性能和结构的关系缺乏深入研究。

图4 8Al和10Al钢在不同应变速率下的力学性能Fig.4 Mechanical properties of 8Al and 10Al steels at different strain rates

1.2 应变速率对微观组织和结构演化的影响

德国 Raabe等[18,32]报道了 Fe-30.5Mn-(0-8)Al-1.2C（质量分数）钢在静态变形（～10-3s-1）下的强化和变形机理。该系列钢的变形行为主要受奥氏体基体中均匀分布的纳米尺度κ-carbide和平面滑移位错共同影响，这种κ-carbide具有一定的应力弛豫和软化作用，在变形过程中对平面位错滑移产生重要作用，并且铝元素促进了纳米尺度κ-carbide的形成，从而强化了奥氏体基体。韩国 Park等[33—34]深入研究了Fe-28Mn-9/ 10Al-0.8/1C（质量分数）钢在静态变形（～10-3s-1）下的微观结构演化和变形机制。研究发现，该材料在变形过程中产生了微带诱发塑性（Microband Induced Plasticity,MBIP）效应，这种微带（Microband）结构是由平面滑移位错组成的显微带状结构，该结构一方面作为不可动壁垒，强烈阻碍了位错的滑移，起到应变硬化作用；另一方面，作为缺陷和应力集中的区域，产生了新的位错，如位错塞积、压杆位错和位错缠结等，显著提高其应变硬化能力，极大改善了塑性[35]。

本课题组[36]研究了Fe-26Mn-8/10Al-1C（质量分数）钢在静态变形（～10-3s-1）下的力学行为和变形机制。该材料室温组织由奥氏体和少量分布在奥氏体中的纳米尺度κ-carbide构成，随着铝含量的增加，抗拉强度、屈服强度和断后伸长率均有不同程度的提升，屈服强度由365 MPa提高至485 MPa，抗拉强度由785 MPa提高至820 MPa，断后伸长率由66%提高至72%。通过研究发现，随着铝含量的增加，一方面有利于细化晶粒（8Al和10Al分别为68.3 μm和58.9 μm）；另一方面显著促进纳米尺度κ-carbide的形成，增大10Al钢位错机制的临界分切应力（CRSS），有利于推迟致密微带结构的形成，从而提升应变硬化能力，促使其强度和塑性同步提高，Al和 10Al钢在550 ℃时效40 h变形后的TEM照片和相对应的一维反傅里叶照片见图5。这些实验研究只针对静态变形时位错分布、位错种类和位错运动以及位错和纳米尺度κ-carbide之间的交互作用，因此，研究动态变形对纳米尺度κ-carbide和位错交互作用下微观组织结构演化的影响机理显得尤为重要。

图5 8Al和10Al钢550 ℃时效40 h变形后的TEM照片和相对应的一维反傅里叶照片[36]Fig.5 TEM image and corresponding one-dimensional counter-Fourier image after deformation of 8Al and 10Al steels aged for 40 h

1.3 应变速率对变形机制的影响

韩国的Hwang等[14]对Fe-22Mn-(0-6)Al-0.6C（质量分数）钢进行了室温动态变形研究（应变速率约为103s-1），结果表明，动态变形带来的塑性功转化为热能引起的局部温升显著提升了该材料的层错能（提升了约19 mJ/m2），使Fe-22Mn-3Al-0.6C（质量分数）钢在静态变形时的TWIP效应受到抑制，其动态变形机制以平面位错滑移为主，Fe-22Mn-6Al-0.6C（质量分数）钢的位错运动机制则由静态变形时的平面滑移转为动态变形的波动滑移。德国 Frommeyer等[26]研究发现，Fe-28Mn-12Al-1C（质量分数）钢在时效处理之后动态变形（应变速率为103～104s-1）时，断裂区域组织主要以局部变形带和剪切带为主，并且表现出优异的强度和塑性。这主要是由于高速变形导致局部温升而形成这些带状组织。本课题组研究了Fe-26Mn-8Al-1C（质量分数）钢在动态变形（应变速率约为102s-1）后的微观组织[31]，8Al和10Al钢在不同应变速率时的EBSD见图6，研究发现在动态变形后出现较大比例的形变孪晶，与静态变形时以平面位错变形为主的机制产生了很大差别，这是由于动态变形易造成大的局部应力集中而诱发孪晶形核，与此同时，这种高应变速率诱发孪晶机制与 Hwang等发现的局部温升抑制孪晶机制都出现在Fe-Mn-Al-C低密度高锰高铝钢中，这两种孪晶机制是否存在联系，是否会相互影响等问题仍值得深入研究，因此，针对动态变形下位错和孪晶机制相对于静态变形时发生转变的现象，深入研究这些变形机制转变的影响机理，以及变形机制转变对于力学行为的影响显得尤为关键。与此同时，动态变形时产生的剪切带和局部变形带的组织与纳米尺度κ-carbide和多缺陷交互作用下的作用机制还没有认识清楚。

图6 8Al和10Al钢在不同应变速率时的EBSD[31]Fig.6 EBSD[31] maps of the 8Al and 10Al steels at different strain rates

2 韧脆转变机理

2.1 热处理工艺对变形机制的影响

国内 Li等[37]报道了 Fe-29Mn-3Al-3Si-0.06C（质量分数）TWIP/TRIP共生效应钢的冲击韧性随着温度降低而明显下降的现象。国内的赵爱民和谢敬佩[38—39]等通过对ZGMn13高锰奥氏体钢进行合理的水韧处理和添加铬和钼元素，奥氏体基体出现分布均匀、细小、弥散分布的颗粒状碳化物，显著提高了室温冲击韧性。Gan等[40—41]研究了 Fe-30Mn-10Al-1C-1Si（质量分数）钢和Fe-28.3Mn-5.38Al-1.04C（质量分数）钢在-190～25 ℃温度范围时的冲击韧性，研究发现，热处理工艺对该系列钢的冲击韧性值起重要作用，在固溶状态下室温冲击功达到200 J/cm2，几乎等同于传统不锈钢[42]。同时还发现该系列钢的韧脆转变温度值低于-100 ℃。时效处理之后，Fe-28.3Mn-5.38Al-1.04C（质量分数）钢室温冲击功显著降低，在所有温度范围内，冲击功也随之显著降低，而 Fe-30Mn-10Al-1C-1Si（质量分数）钢降低得更为明显，在室温时冲击功几乎为0。Acselrad等[43]研究发现，成分体系差别不大的 Fe29.4Mn-8.8Al-1C-1.33Si（质量分数）钢在时效处理之后的冲击韧性变化趋势与Gan等研究的结果相似，并且认为κ-carbide是该系列钢出现强度显著提升而冲击韧性急剧下降的主要原因。研究也发现可以通过热处理工艺优化各项晶粒大小和分布来提高双相钢的冲击韧性[44]，含有δ-Ferrite（质量分数为 20%～40%）的 Fe-18.1Mn-9.6Al-0.65C双相钢，通过优化热处理工艺，1000 ℃固溶处理1 h之后在室温时冲击功达到177.8 J/cm2。

2.2 合金元素对韧脆转变机理的影响

丁昊等[45]报道了 Fe-(14.8-33.0)Mn-3Al-3Si-(0.03-0.06)C（质量分数）TWIP/TRIP效应钢在低温下的冲击性能。结果表明，该系列高锰 TWIP/TRIP钢在锰含量较低时（质量分数为14.8%）表现出明显的低温脆性，随着锰含量的增加，其低温脆性明显改善，并且认为这种性能的改善是由于锰元素影响TWIP/TRIP效应所致。韩国的 Sohn等[46]研究了Fe-19/22Mn-0/2Al-0.45C（质量分数）TWIP/TRIP钢在-190～25 ℃温度范围内的冲击韧性。结果表明，随着铝含量的增加，低温韧性增强，认为铝元素增强了该系列钢奥氏体的稳定性，这是因为抑制了易产生低温脆性的马氏体形成。铝元素的添加对高锰钢冲击韧性的影响见图7。韩国的Kim等[47]研究了晶粒尺寸对Fe-18Cr-13Mn-0.5N（质量分数）奥氏体钢韧脆转变温度的影响。研究发现，随着晶粒尺寸的减小，低温冲击韧性有一定程度的改善，并且认为该材料低温冲击韧性的改善是因为在低温条件下，氮元素作为间隙固溶元素，其强化作用极大提高了强度，并且相对于晶界强化更加显著。

图7 铝元素的添加对高锰钢冲击韧性的影响[46]Fig.7 Impact of adding aluminum on impact toughness of high-Mn steels

Kalashnikov等[48]研究了 Al和C元素对 Fe-Mn-Al-C钢冲击韧性的影响，研究发现，冲击功主要受相的成分和分布的影响，特别是κ-carbide和δ-Ferrite的影响。当Al的质量分数少于7%时，时效处理之后，κ-carbide并没有析出，而是在晶界附近少量出现Fe3C和M7C3碳化物，这些碳化物对冲击韧性影响显著。当Al的质量分数大于7%时，时效处理之后，晶内δ-carbide开始形成，Fe3C和M7C3碳化物则较少析出，并且随着时效时间的增加，κ-carbide体积分数显著增加，在0 ℃以下的冲击韧性有大幅度降低。发现随着晶界κ-carbide的析出，在室温和 0 ℃以下的冲击韧性都显著减少。当Al的质量分数超过10%时，同时也出现带状δ-Ferrite组织，一方面降低该材料的塑性和韧性，另一方面提高该材料的各向异性。观察变形后的组织形貌还发现，γ/α两相在变形过程中的不协调性成为裂纹源主要出现的区域。研究还发现，随着C含量的增加，κ-carbide含量也随之增大，显著降低该材料的冲击韧性。有学者还研究了S含量和P含量对Fe-Mn-Al-C钢冲击韧性的影响[49]，研究发现 Fe-30Mn-9Al-0.9C-(0.59-1.56)Si-(0.001-0.07)冲击功随着温度的降低而显著降低，25 ℃降低到-50 ℃时，冲击功值由 60～90 J/cm2降低至 20～30 J/cm2，随着Si含量和P含量的增加，冲击功随之减少，磷元素含量与冲击功和硬度值的关系见图8。这主要是由于P在Fe3AlC中具有很高的溶解度，导致κ-carbide 的韧性显著降低[49—51]。

通过上述研究，虽然发现高锰 TWIP/TRIP钢等表现出一定的低温脆性及其影响因素，但是缺乏温度对韧脆转变机制影响的深入研究，特别是低密度高锰高铝钢韧脆转变温度（BDTT）尚不明确，没有建立低密度高锰高铝钢韧脆转变机理和 BDTT的应变速率相关性，低温动态力学性能与变形机制更深层次的关联还缺少深入的研究。

图8 磷元素含量与冲击功和硬度值的关系[49]Fig.8 Relationship between impact energy and hardness with phosphorus content

表1 Fe-19/22Mn-0/2Al-0.45C（质量分数）TWIP/TRIP钢在-190 ℃和25 ℃时的冲击韧性[46]Tab.1 Impact toughness of Fe-19/22Mn-0/2Al-0.45C (mass fraction) TWIP/TRIP steel at -190 and 25 ℃

3 结论与展望

目前，低密度高锰高铝钢高速变形行为及韧脆转变行为研究表明，该系列钢表现出应变速率、温度与力学性能显著的相关性。在动态变形时，低密度高锰高铝钢变形机制发生转变，但是这种机制转变的机理和产生的条件尚不清楚；低密度高锰高铝钢表现出一定的低温脆性及其影响因素，但是缺乏温度对韧脆转变机制影响的深入研究，特别是没有建立低密度高锰高铝钢韧脆转变机理和BDTT的应变速率相关性，低温动态力学性能与变形机制更深层次的关联还缺少深入研究。

综上所述，低密度高锰高铝钢的研究虽然已经取得了较大的进展，但是还存在诸多问题需要研究，例如，从动态变形行为展开研究，揭示其在动态变形下的变形行为和变形机制发生转变的机理，确定低密度高锰高铝钢韧脆转变机理和BDTT的应变速率相关性，低温动态力学性能与变形机制的内在关联，建立温度和应变速率耦合条件下的低密度高锰高铝钢粘塑性本构方程，为开发新一代高安全性、轻量化的高强钢在汽车上的应用及控制方法提供理论依据。