低密度高錳高鋁鋼的動(dòng)態(tài)變形行為及韌脆轉(zhuǎn)變研究進(jìn)展

吳志強(qiáng)，盧立偉，丁樺

（1.湖南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 湘潭 411201；2.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110819）

鋼鐵材料作為最重要的汽車結(jié)構(gòu)材料之一，其輕量化與高強(qiáng)韌化成為新一代汽車用鋼的必然發(fā)展趨勢(shì)[1]。輕量化可以通過提高材料的強(qiáng)度和降低材料的密度加以實(shí)現(xiàn)；高強(qiáng)韌化可以提高材料高速碰撞過程中的能量吸收能力且避免服役過程中出現(xiàn)突然脆斷，進(jìn)而有效提高汽車的高安全性。近年來，低密度鋼或者輕質(zhì)鋼再次激發(fā)起研究者們的廣泛興趣，低密度鋼或者輕質(zhì)鋼這種具有低密度和超高強(qiáng)度性能于一身的鋼材具有較好的應(yīng)用前景。據(jù)估算，鋼材的密度僅需降低 10%就可以保持甚至顯著提高其在汽車工業(yè)應(yīng)用中的優(yōu)越性和競(jìng)爭(zhēng)力。這種設(shè)計(jì)的思路是，通過向鋼中添加輕質(zhì)元素如硅、鋁和鎂，在合金成分優(yōu)化與成形工藝控制的基礎(chǔ)下，得到兼具低密度和高強(qiáng)韌性的新型汽車鋼材，以保證在提高汽車結(jié)構(gòu)件強(qiáng)度的前提下盡量減輕汽車的自重。添加到鋼中的輕質(zhì)元素一方面可以擴(kuò)大鋼的晶格參數(shù)，同時(shí)憑借低的原子量降低其密度。最近幾年，低密度高強(qiáng)鋼已成為先進(jìn)高強(qiáng)鋼研究中的一個(gè)熱點(diǎn)[2—10]。Fe-Mn-Al-C高錳高鋁鋼（錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于12%，鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于6%）具有優(yōu)異的力學(xué)性能，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)到1100 MPa，斷裂伸長(zhǎng)率達(dá)到80%。鋁合金元素的加入也大幅度降低其密度[11—14]，相比傳統(tǒng)鋼鐵材料，其密度降低了近 20%[13,15—20]，因此這類材料是具有低密度、高強(qiáng)韌性和優(yōu)良抗腐蝕性的新型鋼鐵結(jié)構(gòu)材料。目前韓國(guó)已開始在工業(yè)應(yīng)用中進(jìn)行生產(chǎn)性研發(fā)。

這類低密度鋼具有優(yōu)異力學(xué)性能的主要原因是形變過程中，材料內(nèi)部形成高致密的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)提了高其加工硬化能力，同時(shí)鋁元素的加入促使奧氏體中納米尺度κ-carbide的形成[21—24]，共同導(dǎo)致該系列鋼有別于傳統(tǒng)高錳TRIP（Transformation-induced plasticity，相變誘發(fā)塑性）和TWIP（Twinning-induced plasticity，孿晶誘發(fā)塑性）鋼的變形特征[25—26]。作為新一代汽車結(jié)構(gòu)件材料，除了優(yōu)異的靜態(tài)拉伸性能，F(xiàn)e-Mn-Al-C高錳高鋁鋼還應(yīng)具有良好的抗碰撞能力，即在高應(yīng)變速率（在典型的汽車碰撞測(cè)試中，車身材料的應(yīng)變速率最高可達(dá)103s-1[27]）變形下，具備較高的能量吸收能力（也稱為強(qiáng)塑積）。與此同時(shí)，為了適應(yīng)全球不同溫度范圍內(nèi)的使用狀況，特別是保障極端低溫條件下的韌性，F(xiàn)e-Mn-Al-C高錳高鋁鋼在動(dòng)態(tài)變形（一般認(rèn)為動(dòng)態(tài)變形應(yīng)變速率大于10-1s-1[28]，靜態(tài)變形（含準(zhǔn)靜態(tài)）應(yīng)變速率小于 10-1s-1）下，韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理的研究顯得格外重要，因此，為了保障低密度高錳高鋁鋼材料在高速碰撞和極端低溫環(huán)境條件下使用的安全性和可靠性，亟需系統(tǒng)研究低密度高錳高鋁鋼的動(dòng)態(tài)變形行為和韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理，為提高抗碰撞性能和低溫韌性的組織優(yōu)化設(shè)計(jì)奠定理論基礎(chǔ)。

文中綜述了低密度高錳高鋁鋼的力學(xué)響應(yīng)對(duì)溫度、應(yīng)變速率的依賴性，以及在不同應(yīng)變速率和溫度下，低密度高錳高鋁鋼的微觀變形機(jī)制和韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理的研究現(xiàn)狀，并指出該領(lǐng)域目前存在的主要問題和今后的發(fā)展方向。

1 動(dòng)態(tài)變形行為研究

Fe-Al和Fe-Mn-Al-C低密度鋼強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和密度關(guān)系見圖1。常見材料力學(xué)性能測(cè)試技術(shù)、相應(yīng)的應(yīng)變率范圍和測(cè)試條件見圖2[28]。材料在動(dòng)態(tài)加載和靜態(tài)加載條件下的變形行為有很大區(qū)別，體現(xiàn)在材料變形的局部性、不等溫性和強(qiáng)烈的沖擊波效應(yīng)。德國(guó)和韓國(guó)對(duì)低密度高錳高鋁鋼進(jìn)行了較早的研究，有眾多學(xué)者就此類鋼的力學(xué)性能和變形機(jī)制進(jìn)行了研究。

圖1 Fe-Al和Fe-Mn-Al-C低密度鋼強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和密度關(guān)系[2]Fig.1 Relationship among strength,elongation and density of various Fe-Al and Fe-Mn-Al low-density steels

圖2 常見材料力學(xué)性能測(cè)試技術(shù)、相應(yīng)的應(yīng)變率范圍和測(cè)試條件[28]Fig.2 Common mechanical materials testing techniques,their corresponding strain rate range,and the prevailing test conditions

1.1 應(yīng)變速率對(duì)力學(xué)性能的影響

在應(yīng)變速率和溫度對(duì)力學(xué)性能影響方面，德國(guó)Frommeyer等[25—26]首先研究了 Fe-26/28Mn-10/12Al-1.0/1.2C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在不同應(yīng)變速率和溫度條件下的力學(xué)性能。該系列鋼在室溫時(shí)以奧氏體為基體相，均勻分布著體積分?jǐn)?shù)為 10%～15%的鐵素體和體積分?jǐn)?shù)少于10%的納米尺度κ-carbide，這種分布的軟硬相使其具有優(yōu)良的強(qiáng)度和塑性，其強(qiáng)塑積可達(dá)60 GPa·%，而且這種合金鋼的密度僅為6.57 g/cm3。在10-4～103s-1應(yīng)變速率范圍內(nèi)，F(xiàn)e-26Mn-11Al-1.1C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都隨應(yīng)變速率的增大而提高，其屈服強(qiáng)度由 600 MPa提升至 950 MPa，抗拉強(qiáng)度由875 MPa提升至1100 MPa，均勻伸長(zhǎng)率和總伸長(zhǎng)率均隨應(yīng)變速率的提高而降低。在-100～400 ℃溫度范圍內(nèi)，F(xiàn)e-28Mn-12Al-1C 鋼的抗拉強(qiáng)度隨變形溫度的降低而提高，在20 ℃時(shí)伸長(zhǎng)率達(dá)到最高。韓國(guó)的 Kim[29]在 2015年的《Nature》報(bào)道了 Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在應(yīng)變速率為10-3s-1時(shí)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1500 MPa，而且均勻伸長(zhǎng)率不低于25%的研發(fā)結(jié)果，這種鋼通過添加鎳元素使奧氏體基體中的FeAl型金屬間化合物（B2）實(shí)現(xiàn)納米級(jí)沉淀，并且控制 B2的形態(tài)和分布，F(xiàn)e-15Mn-10Al-0.8C-5Ni（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼變形后B2相的分布見圖3，來同時(shí)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度和高延展性，被認(rèn)為是低密度鋼研發(fā)取得優(yōu)異成果的重要標(biāo)志。

圖3 Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼變形后B2相的分布Fig.3 Distribution of B2 phase after deformation of Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni (wt%) steel

國(guó)內(nèi) Lee等[30]研究了 Fe-32.8Mn-10.53Al-0.98C-0.72Mo（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在10-3～103s-1應(yīng)變速率條件下壓縮時(shí)的力學(xué)性能和微觀組織。研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)，其屈服強(qiáng)度隨著應(yīng)變速率的增大而提高，尤其是在靜態(tài)變形到動(dòng)態(tài)變形過渡階段強(qiáng)度提升更為顯著，微觀組織觀察發(fā)現(xiàn)在高應(yīng)變速率（8×103s-1）沖擊壓縮后出現(xiàn)絕熱剪切帶。近期，本課題組對(duì)Fe-26Mn-8/10Al-1C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼進(jìn)行了不同應(yīng)變速率（10-3～2.5×102s-1）的相關(guān)研究[31]，8Al和10Al鋼在不同應(yīng)變速率下的力學(xué)性能見圖4，研究發(fā)現(xiàn)Fe-26Mn-8/10Al-1C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨應(yīng)變速率的增大而提高，其屈服強(qiáng)度由485 MPa提高至668 MPa，抗拉強(qiáng)度由820 MPa提高至993 MPa，總伸長(zhǎng)率隨應(yīng)變速率的增大有一定降低（由72%降低至60%）。通過這些研究發(fā)現(xiàn)，該系列材料表現(xiàn)出顯著的應(yīng)變速率、溫度與力學(xué)性能的相關(guān)性，同時(shí)在高應(yīng)變速率下變形還出現(xiàn)絕熱剪切帶現(xiàn)象，但是該材料在動(dòng)態(tài)變形條件下的微觀結(jié)構(gòu)、變形行為以及性能和結(jié)構(gòu)的關(guān)系缺乏深入研究。

圖4 8Al和10Al鋼在不同應(yīng)變速率下的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of 8Al and 10Al steels at different strain rates

1.2 應(yīng)變速率對(duì)微觀組織和結(jié)構(gòu)演化的影響

德國(guó) Raabe等[18,32]報(bào)道了 Fe-30.5Mn-(0-8)Al-1.2C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在靜態(tài)變形（～10-3s-1）下的強(qiáng)化和變形機(jī)理。該系列鋼的變形行為主要受奧氏體基體中均勻分布的納米尺度κ-carbide和平面滑移位錯(cuò)共同影響，這種κ-carbide具有一定的應(yīng)力弛豫和軟化作用，在變形過程中對(duì)平面位錯(cuò)滑移產(chǎn)生重要作用，并且鋁元素促進(jìn)了納米尺度κ-carbide的形成，從而強(qiáng)化了奧氏體基體。韓國(guó) Park等[33—34]深入研究了Fe-28Mn-9/ 10Al-0.8/1C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在靜態(tài)變形（～10-3s-1）下的微觀結(jié)構(gòu)演化和變形機(jī)制。研究發(fā)現(xiàn)，該材料在變形過程中產(chǎn)生了微帶誘發(fā)塑性（Microband Induced Plasticity,MBIP）效應(yīng)，這種微帶（Microband）結(jié)構(gòu)是由平面滑移位錯(cuò)組成的顯微帶狀結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)一方面作為不可動(dòng)壁壘，強(qiáng)烈阻礙了位錯(cuò)的滑移，起到應(yīng)變硬化作用；另一方面，作為缺陷和應(yīng)力集中的區(qū)域，產(chǎn)生了新的位錯(cuò)，如位錯(cuò)塞積、壓桿位錯(cuò)和位錯(cuò)纏結(jié)等，顯著提高其應(yīng)變硬化能力，極大改善了塑性[35]。

本課題組[36]研究了Fe-26Mn-8/10Al-1C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在靜態(tài)變形（～10-3s-1）下的力學(xué)行為和變形機(jī)制。該材料室溫組織由奧氏體和少量分布在奧氏體中的納米尺度κ-carbide構(gòu)成，隨著鋁含量的增加，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均有不同程度的提升，屈服強(qiáng)度由365 MPa提高至485 MPa，抗拉強(qiáng)度由785 MPa提高至820 MPa，斷后伸長(zhǎng)率由66%提高至72%。通過研究發(fā)現(xiàn)，隨著鋁含量的增加，一方面有利于細(xì)化晶粒（8Al和10Al分別為68.3 μm和58.9 μm）；另一方面顯著促進(jìn)納米尺度κ-carbide的形成，增大10Al鋼位錯(cuò)機(jī)制的臨界分切應(yīng)力（CRSS），有利于推遲致密微帶結(jié)構(gòu)的形成，從而提升應(yīng)變硬化能力，促使其強(qiáng)度和塑性同步提高，Al和 10Al鋼在550 ℃時(shí)效40 h變形后的TEM照片和相對(duì)應(yīng)的一維反傅里葉照片見圖5。這些實(shí)驗(yàn)研究只針對(duì)靜態(tài)變形時(shí)位錯(cuò)分布、位錯(cuò)種類和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)以及位錯(cuò)和納米尺度κ-carbide之間的交互作用，因此，研究動(dòng)態(tài)變形對(duì)納米尺度κ-carbide和位錯(cuò)交互作用下微觀組織結(jié)構(gòu)演化的影響機(jī)理顯得尤為重要。

圖5 8Al和10Al鋼550 ℃時(shí)效40 h變形后的TEM照片和相對(duì)應(yīng)的一維反傅里葉照片[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 應(yīng)變速率對(duì)變形機(jī)制的影響

韓國(guó)的Hwang等[14]對(duì)Fe-22Mn-(0-6)Al-0.6C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼進(jìn)行了室溫動(dòng)態(tài)變形研究（應(yīng)變速率約為103s-1），結(jié)果表明，動(dòng)態(tài)變形帶來的塑性功轉(zhuǎn)化為熱能引起的局部溫升顯著提升了該材料的層錯(cuò)能（提升了約19 mJ/m2），使Fe-22Mn-3Al-0.6C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在靜態(tài)變形時(shí)的TWIP效應(yīng)受到抑制，其動(dòng)態(tài)變形機(jī)制以平面位錯(cuò)滑移為主，F(xiàn)e-22Mn-6Al-0.6C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)機(jī)制則由靜態(tài)變形時(shí)的平面滑移轉(zhuǎn)為動(dòng)態(tài)變形的波動(dòng)滑移。德國(guó) Frommeyer等[26]研究發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e-28Mn-12Al-1C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在時(shí)效處理之后動(dòng)態(tài)變形（應(yīng)變速率為103～104s-1）時(shí)，斷裂區(qū)域組織主要以局部變形帶和剪切帶為主，并且表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度和塑性。這主要是由于高速變形導(dǎo)致局部溫升而形成這些帶狀組織。本課題組研究了Fe-26Mn-8Al-1C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在動(dòng)態(tài)變形（應(yīng)變速率約為102s-1）后的微觀組織[31]，8Al和10Al鋼在不同應(yīng)變速率時(shí)的EBSD見圖6，研究發(fā)現(xiàn)在動(dòng)態(tài)變形后出現(xiàn)較大比例的形變孿晶，與靜態(tài)變形時(shí)以平面位錯(cuò)變形為主的機(jī)制產(chǎn)生了很大差別，這是由于動(dòng)態(tài)變形易造成大的局部應(yīng)力集中而誘發(fā)孿晶形核，與此同時(shí)，這種高應(yīng)變速率誘發(fā)孿晶機(jī)制與 Hwang等發(fā)現(xiàn)的局部溫升抑制孿晶機(jī)制都出現(xiàn)在Fe-Mn-Al-C低密度高錳高鋁鋼中，這兩種孿晶機(jī)制是否存在聯(lián)系，是否會(huì)相互影響等問題仍值得深入研究，因此，針對(duì)動(dòng)態(tài)變形下位錯(cuò)和孿晶機(jī)制相對(duì)于靜態(tài)變形時(shí)發(fā)生轉(zhuǎn)變的現(xiàn)象，深入研究這些變形機(jī)制轉(zhuǎn)變的影響機(jī)理，以及變形機(jī)制轉(zhuǎn)變對(duì)于力學(xué)行為的影響顯得尤為關(guān)鍵。與此同時(shí)，動(dòng)態(tài)變形時(shí)產(chǎn)生的剪切帶和局部變形帶的組織與納米尺度κ-carbide和多缺陷交互作用下的作用機(jī)制還沒有認(rèn)識(shí)清楚。

圖6 8Al和10Al鋼在不同應(yīng)變速率時(shí)的EBSD[31]Fig.6 EBSD[31] maps of the 8Al and 10Al steels at different strain rates

2 韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理

2.1 熱處理工藝對(duì)變形機(jī)制的影響

國(guó)內(nèi) Li等[37]報(bào)道了 Fe-29Mn-3Al-3Si-0.06C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）TWIP/TRIP共生效應(yīng)鋼的沖擊韌性隨著溫度降低而明顯下降的現(xiàn)象。國(guó)內(nèi)的趙愛民和謝敬佩[38—39]等通過對(duì)ZGMn13高錳奧氏體鋼進(jìn)行合理的水韌處理和添加鉻和鉬元素，奧氏體基體出現(xiàn)分布均勻、細(xì)小、彌散分布的顆粒狀碳化物，顯著提高了室溫沖擊韌性。Gan等[40—41]研究了 Fe-30Mn-10Al-1C-1Si（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼和Fe-28.3Mn-5.38Al-1.04C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在-190～25 ℃溫度范圍時(shí)的沖擊韌性，研究發(fā)現(xiàn)，熱處理工藝對(duì)該系列鋼的沖擊韌性值起重要作用，在固溶狀態(tài)下室溫沖擊功達(dá)到200 J/cm2，幾乎等同于傳統(tǒng)不銹鋼[42]。同時(shí)還發(fā)現(xiàn)該系列鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度值低于-100 ℃。時(shí)效處理之后，F(xiàn)e-28.3Mn-5.38Al-1.04C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼室溫沖擊功顯著降低，在所有溫度范圍內(nèi)，沖擊功也隨之顯著降低，而 Fe-30Mn-10Al-1C-1Si（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼降低得更為明顯，在室溫時(shí)沖擊功幾乎為0。Acselrad等[43]研究發(fā)現(xiàn)，成分體系差別不大的 Fe29.4Mn-8.8Al-1C-1.33Si（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鋼在時(shí)效處理之后的沖擊韌性變化趨勢(shì)與Gan等研究的結(jié)果相似，并且認(rèn)為κ-carbide是該系列鋼出現(xiàn)強(qiáng)度顯著提升而沖擊韌性急劇下降的主要原因。研究也發(fā)現(xiàn)可以通過熱處理工藝優(yōu)化各項(xiàng)晶粒大小和分布來提高雙相鋼的沖擊韌性[44]，含有δ-Ferrite（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 20%～40%）的 Fe-18.1Mn-9.6Al-0.65C雙相鋼，通過優(yōu)化熱處理工藝，1000 ℃固溶處理1 h之后在室溫時(shí)沖擊功達(dá)到177.8 J/cm2。

2.2 合金元素對(duì)韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理的影響

丁昊等[45]報(bào)道了 Fe-(14.8-33.0)Mn-3Al-3Si-(0.03-0.06)C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）TWIP/TRIP效應(yīng)鋼在低溫下的沖擊性能。結(jié)果表明，該系列高錳 TWIP/TRIP鋼在錳含量較低時(shí)（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為14.8%）表現(xiàn)出明顯的低溫脆性，隨著錳含量的增加，其低溫脆性明顯改善，并且認(rèn)為這種性能的改善是由于錳元素影響TWIP/TRIP效應(yīng)所致。韓國(guó)的 Sohn等[46]研究了Fe-19/22Mn-0/2Al-0.45C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）TWIP/TRIP鋼在-190～25 ℃溫度范圍內(nèi)的沖擊韌性。結(jié)果表明，隨著鋁含量的增加，低溫韌性增強(qiáng)，認(rèn)為鋁元素增強(qiáng)了該系列鋼奧氏體的穩(wěn)定性，這是因?yàn)橐种屏艘桩a(chǎn)生低溫脆性的馬氏體形成。鋁元素的添加對(duì)高錳鋼沖擊韌性的影響見圖7。韓國(guó)的Kim等[47]研究了晶粒尺寸對(duì)Fe-18Cr-13Mn-0.5N（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）奧氏體鋼韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響。研究發(fā)現(xiàn)，隨著晶粒尺寸的減小，低溫沖擊韌性有一定程度的改善，并且認(rèn)為該材料低溫沖擊韌性的改善是因?yàn)樵诘蜏貤l件下，氮元素作為間隙固溶元素，其強(qiáng)化作用極大提高了強(qiáng)度，并且相對(duì)于晶界強(qiáng)化更加顯著。

圖7 鋁元素的添加對(duì)高錳鋼沖擊韌性的影響[46]Fig.7 Impact of adding aluminum on impact toughness of high-Mn steels

Kalashnikov等[48]研究了 Al和C元素對(duì) Fe-Mn-Al-C鋼沖擊韌性的影響，研究發(fā)現(xiàn)，沖擊功主要受相的成分和分布的影響，特別是κ-carbide和δ-Ferrite的影響。當(dāng)Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)少于7%時(shí)，時(shí)效處理之后，κ-carbide并沒有析出，而是在晶界附近少量出現(xiàn)Fe3C和M7C3碳化物，這些碳化物對(duì)沖擊韌性影響顯著。當(dāng)Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于7%時(shí)，時(shí)效處理之后，晶內(nèi)δ-carbide開始形成，F(xiàn)e3C和M7C3碳化物則較少析出，并且隨著時(shí)效時(shí)間的增加，κ-carbide體積分?jǐn)?shù)顯著增加，在0 ℃以下的沖擊韌性有大幅度降低。發(fā)現(xiàn)隨著晶界κ-carbide的析出，在室溫和 0 ℃以下的沖擊韌性都顯著減少。當(dāng)Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過10%時(shí)，同時(shí)也出現(xiàn)帶狀δ-Ferrite組織，一方面降低該材料的塑性和韌性，另一方面提高該材料的各向異性。觀察變形后的組織形貌還發(fā)現(xiàn)，γ/α兩相在變形過程中的不協(xié)調(diào)性成為裂紋源主要出現(xiàn)的區(qū)域。研究還發(fā)現(xiàn)，隨著C含量的增加，κ-carbide含量也隨之增大，顯著降低該材料的沖擊韌性。有學(xué)者還研究了S含量和P含量對(duì)Fe-Mn-Al-C鋼沖擊韌性的影響[49]，研究發(fā)現(xiàn) Fe-30Mn-9Al-0.9C-(0.59-1.56)Si-(0.001-0.07)沖擊功隨著溫度的降低而顯著降低，25 ℃降低到-50 ℃時(shí)，沖擊功值由 60～90 J/cm2降低至 20～30 J/cm2，隨著Si含量和P含量的增加，沖擊功隨之減少，磷元素含量與沖擊功和硬度值的關(guān)系見圖8。這主要是由于P在Fe3AlC中具有很高的溶解度，導(dǎo)致κ-carbide 的韌性顯著降低[49—51]。

通過上述研究，雖然發(fā)現(xiàn)高錳 TWIP/TRIP鋼等表現(xiàn)出一定的低溫脆性及其影響因素，但是缺乏溫度對(duì)韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)制影響的深入研究，特別是低密度高錳高鋁鋼韌脆轉(zhuǎn)變溫度（BDTT）尚不明確，沒有建立低密度高錳高鋁鋼韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理和 BDTT的應(yīng)變速率相關(guān)性，低溫動(dòng)態(tài)力學(xué)性能與變形機(jī)制更深層次的關(guān)聯(lián)還缺少深入的研究。

圖8 磷元素含量與沖擊功和硬度值的關(guān)系[49]Fig.8 Relationship between impact energy and hardness with phosphorus content

表1 Fe-19/22Mn-0/2Al-0.45C（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）TWIP/TRIP鋼在-190 ℃和25 ℃時(shí)的沖擊韌性[46]Tab.1 Impact toughness of Fe-19/22Mn-0/2Al-0.45C (mass fraction) TWIP/TRIP steel at -190 and 25 ℃

3 結(jié)論與展望

目前，低密度高錳高鋁鋼高速變形行為及韌脆轉(zhuǎn)變行為研究表明，該系列鋼表現(xiàn)出應(yīng)變速率、溫度與力學(xué)性能顯著的相關(guān)性。在動(dòng)態(tài)變形時(shí)，低密度高錳高鋁鋼變形機(jī)制發(fā)生轉(zhuǎn)變，但是這種機(jī)制轉(zhuǎn)變的機(jī)理和產(chǎn)生的條件尚不清楚；低密度高錳高鋁鋼表現(xiàn)出一定的低溫脆性及其影響因素，但是缺乏溫度對(duì)韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)制影響的深入研究，特別是沒有建立低密度高錳高鋁鋼韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理和BDTT的應(yīng)變速率相關(guān)性，低溫動(dòng)態(tài)力學(xué)性能與變形機(jī)制更深層次的關(guān)聯(lián)還缺少深入研究。

綜上所述，低密度高錳高鋁鋼的研究雖然已經(jīng)取得了較大的進(jìn)展，但是還存在諸多問題需要研究，例如，從動(dòng)態(tài)變形行為展開研究，揭示其在動(dòng)態(tài)變形下的變形行為和變形機(jī)制發(fā)生轉(zhuǎn)變的機(jī)理，確定低密度高錳高鋁鋼韌脆轉(zhuǎn)變機(jī)理和BDTT的應(yīng)變速率相關(guān)性，低溫動(dòng)態(tài)力學(xué)性能與變形機(jī)制的內(nèi)在關(guān)聯(lián)，建立溫度和應(yīng)變速率耦合條件下的低密度高錳高鋁鋼粘塑性本構(gòu)方程，為開發(fā)新一代高安全性、輕量化的高強(qiáng)鋼在汽車上的應(yīng)用及控制方法提供理論依據(jù)。