為應對日益嚴重的資源緊缺與環境污染,汽車輕量化成為當今汽車發展的潮流,也是國家節能減排戰略的緊迫需要。然而,對于傳統的僅通過增加鋼材強度,降低構件尺寸的方法,當尺寸減小到一定程度時將不能保證構件的剛度,不能進一步提高汽車的輕量化。在此背景下,研究者[1,2]提出了降低鋼材密度、增加鋼材比強度的有效方法。Fe-Mn-Al-C低密度鋼利用合金元素固溶引起的晶格膨脹和低原子量的Al元素取代Fe、Mn元素2個方面的作用(每增加1%的Al,密度降低約1.3%；每增加1%的C,密度降低約5.2%),使得其在具有高力學性能(屈服強度：0.4~1.4 GPa,抗拉強度：0.6~1.5 GPa,延伸率：30%~100%)的同時顯著降低材料的密度,極大地提高了比強度,滿足了汽車輕量化的需要,成為未來汽車用鋼最有潛力的候選材料[3~7]。

其中,高Mn、Al和C含量奧氏體低密度鋼由于其fcc晶體結構和更高的Al和C含量,使得其具有更好的力學性能的同時能更有效地降低鋼材的密度。除了降低密度以外,高Al和C含量還使得鋼材具有時效強化能力[3,8~10]。已有大量工作研究了時效對高Mn、Al和C含量奧氏體低密度鋼的微觀組織演變、力學性能和形變機理的影響,結果表明：(1) 隨著合金元素含量的增加,固溶態的顯微組織由單相奧氏體轉變為奧氏體+短程有序(SRO)/長程有序(LRO)再轉變為奧氏體 + (Fe, Mn)3AlCx碳化物(κ碳化物),且包含大量的退火孿晶[11,12]；(2) 時效過程中,在不同的時效溫度和時間下,亞穩態奧氏體發生不同的相變過程,一般低溫短時間退火,奧氏體基體中連續均勻析出納米尺寸的晶內(Fe, Mn)3AlCx碳化物(κ′碳化物),當延長退火時間或者升高退火溫度,除了晶內κ′碳化物,在奧氏體晶界析出(Fe, Mn)3AlCx碳化物(κ*碳化物)、β-Mn和具有B2、DO3結構的析出相[13~15]；(3)κ′碳化物能有效提高材料的屈服強度,相反晶界析出相會導致材料發生脆性斷裂,顯著降低材料的塑性[15]；(4) 形變機理與低層錯能鋼的相變誘導塑性(TRIP)或孿生誘導塑性(TWIP)完全不同,位錯滑移模式為平面滑移,并激活了剪切帶誘導塑性(SIP)[16]、微帶誘導塑性(MBIP)[17,18]、動態滑移帶細化誘導塑性(DSBR)[10,12]等新的形變機理；(5)κ′碳化物尺寸和體積分數的增加抑制滑移帶細化過程,導致時效處理后材料的加工硬化率降低[10,13]。因此,時效熱處理對析出相的尺寸、形貌、取向以及分布有顯著影響,進而影響材料的形變機理和力學性能。

盡管對時效過程中高Mn、Al和C含量低密度鋼的相變及其對性能的影響有了較為清楚的認識,但除了時效溫度和時間以外,時效前進行軋制預變形處理作為一個低成本的方法也可以有效調控析出相。該方法在鋁合金[19,20]、銅合金[21,22]、鈦合金[23,24]、鎂合金[25]以及許多鋼鐵材料[26,27]中有了較多的研究。預變形會向基體中引入高密度的晶體缺陷(例如：位錯、孿生、層錯等),這些缺陷會顯著影響析出相的析出行為：(1) 提高溶質原子的擴散速率,縮短時效處理時間[19,21,26]；(2) 提供更多析出相的異質形核點,提高材料的時效強化效應[25]；(3) 由于位錯在時效過程中會吸收淬火保留下來的空位,抑制GP區形成,導致析出相的析出序列發生變化[19,20]；(4) 由于儲存能的引入,降低了形核能壘,使一些晶界析出相可以調控到晶粒內部,改變析出相的析出位置[27]。

然而,預變形對高Mn、Al和C含量奧氏體低密度鋼時效過程中的微觀組織演變及其性能影響的相關研究較少。前期研究[28]發現,通過在兩次時效中間引入預拉伸變形,提高了Fe-30Mn-11Al-1.2C (質量分數,%)低密度鋼的加工硬化能力,獲得了較高的綜合力學性能。而工業中常用工件的軋制變形的影響尚未見報道,因此本工作設計了軋制預變形結合雙級時效的工藝,研究軋制預變形對時效過程中Fe-30Mn-11Al-1.2C奧氏體低密度鋼的顯微組織和力學性能的影響規律。

采用真空感應熔煉獲得名義成分為Fe-30Mn-11Al-1.2C的鑄錠,具體的化學成分為(質量分數,%)：Mn 30.4,Al 10.9,C 1.18,Fe余量。鋼錠在1250℃均勻化處理12 h后,鍛造為直徑60 mm的圓鋼(終鍛溫度為900℃),空冷。首先對鍛造后的圓鋼進行1100℃、1 h固溶處理,水淬(solution)。固溶處理后,對材料進行20%冷軋預變形處理(CR),隨后進行450℃、1 h、空冷低溫一級時效(CR + A1),最后進行600℃、30 min、空冷高溫二級時效(CR + A1 + A2)。為了對比,將沒有進行預變形處理的固溶態樣品進行一級時效(A1),然后二級時效(A1 + A2)。圖1a和b分別為雙級時效對照組和軋制預變形+雙級時效組的形變熱處理流程圖。

分別用裝備有電子背散射衍射(EBSD)探頭的MIRA 3掃描電鏡(SEM)、JEM 2100 透射電鏡(TEM)和AG-X50KN通用拉伸試驗機對不同狀態下Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼的微觀組織和力學性能進行表征分析。EBSD樣品通過機械研磨和電化學拋光制備,電解拋光液為10%的HClO4、10%乙二醇丁醚、10%去離子水和70%CH3CH2OH溶液(體積分數)。EBSD分析的標定面平行于鍛造方向,掃描步長為2 μm。TEM樣品采用電解雙噴方法制得,雙噴溶液為30%HNO3和70%CH2OH溶液(體積分數)。拉伸實驗的應變速率為10-3s-1,拉伸樣品標距的長度為16 mm、寬度為4 mm、厚度為1.8 mm。

圖2為固溶態、預變形和非預變形對照組的室溫拉伸曲線,曲線上的空心圓表示對應樣品真應力與加工硬化率相等的點,即頸縮點。如圖2a所示,固溶態(solution)的樣品屈服強度較低(約600 MPa),但具有超高的均勻延伸率(> 75%)。450℃、1 h (A1)時效后,屈服強度顯著提高(約930 MPa),同時均勻延伸率急劇下降(約34%),應力-應變曲線幾乎呈水平直線,表現出類似于理想彈塑性體的應變行為,使得材料具有超高的屈強比,極大地限制了材料的應用。隨后經600℃、30 min (A1 + A2)時效,屈服強度進一步提高(約1100 MPa),但均勻延伸率降低至近乎為0 (約2%)。對于預變形處理過后的樣品,450℃、1 h (CR + A1)時效后,強度與均勻延伸率與非預變形雙步時效(A1 + A2)的樣品非常接近,即強度高、延伸率低。然而有趣的是,預變形雙步時效(CR + A1 + A2)處理過后,屈服強度進一步提高(約1220 MPa),均勻延伸率也顯著提高(約18.2%),總伸長率達到33.4%,同時材料還表現出較好的加工硬化能力,使得材料的屈強比降低。

如圖2b所示,盡管樣品A1、A1 + A2、CR + A1的抗拉強度增加,但對應頸縮點的真應力隨著抗拉強度的增加顯著降低,表明材料的加工硬化能力降低。而樣品CR + A1 + A2除了抗拉強度增加以外,頸縮點的真應力與固溶態樣品相當,表明預變形樣品二級時效后的加工硬化能力得到了提升。此外,對真應力-真應變曲線求一階導數得到加工硬化率曲線,如圖2c所示。對比加工硬化率曲線可知,樣品Solution、A1、A1 + A2和CR + A1的加工硬化率變化趨勢相似,為“駝峰狀”,即先快速下降然后上升到峰值最后再下降。但樣品A1、A1 + A2和CR + A1的加工硬化率顯著降低,導致材料的均勻延伸率顯著降低,尤其是樣品A1 + A2和CR + A1均勻延伸率幾乎為0。然而,樣品CR + A1 + A2的加工硬化率的變化趨勢完全不同,呈單調下降趨勢,且在頸縮前加工硬化率甚至高于固溶態樣品,因此使得材料的均勻延伸率和屈強比得到改善。由此可以推測,再時效或者預變形時效,尤其是預變形+雙級時效后,材料的微觀組織發生了顯著的變化。

圖3a和b分別為固溶態(solution)樣品的EBSD反極圖和相圖。通過EBSD分析可知,固溶態樣品的微觀組織為奧氏體,并且包含了大量的退火孿晶,平均晶粒尺寸為57 μm。圖3c和d分別為衍射矢量g為(010)下κ′碳化物的TEM雙束暗場像和對應[001]γ晶帶軸的選區電子衍射(SAED)花樣。如圖所示,奧氏體晶粒內部析出了納米尺寸的均勻分布的κ′碳化物,表明固溶態的微觀組織為奧氏體+κ′碳化物。通過Image J圖像分析可知,固溶態κ′碳化物的尺寸和體積分數分別為3.7 nm和11.8%。這是由于高Al和C含量提高了碳化物的析出動力學,固溶態樣品在淬火過程中發生了調幅分解,該現象與已有的報道一致[12]。時效處理過后,如圖4的TEM暗場像和對應的SAED花樣所示,一級時效樣品(A1)的κ′碳化物的尺寸和體積分數分別增加至5.6 nm和24.9%,而二級時效樣品(A1 + A2)的尺寸和體積分數分別進一步增加至10.6 nm和36.2%。

圖5為預變形(CR)態樣品微觀組織的TEM明場像。如圖中箭頭所示,高密度的位錯塞積在單個滑移面內,形成滑移帶。滑移帶貫穿整個晶粒,多條共面滑移帶平行排布,兩組非共面滑移帶交叉形成Taylor晶格(Taylor lattice)[12,17],如圖中虛線所示。該典型的位錯組態表明位錯的滑移模式為平面滑移。進一步對預變形樣品進行一級低溫時效(CR + A1)后,如圖6所示,位錯組態未發生顯著變化,表明沒有發生明顯的回復,但κ′碳化物的尺寸和體積分數分別增加至6.1 nm和25.3%,與沒有預變形低溫退火(A1)樣品相近。

圖7為預變形加雙級退火(CR + A1 + A2)后樣品的TEM表征結果。由圖7a晶界處的TEM明場像和圖7b中對應的SAED花樣可知,奧氏體晶界析出了β-Mn 和具有DO3結構的(Fe, Mn)3Al相。圖7b中額外的衍射斑點由二次衍射引起。此外,κ′碳化物的尺寸和體積分數進一步增加至10.3 nm和35.7% (圖7c)。有趣的是,在晶粒內部滑移帶上觀察到了新的析出相,如圖7d中箭頭所示。圖7e為晶粒內部滑移帶上析出相的放大像。圖7f為圖7e中析出相[$\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$]${}_{?{?}_{\mathrm{3}}}$晶帶軸的SAED花樣,表明該析出相為具有DO3晶體結構的金屬間化合物。另外,還觀察到Taylor晶格中的滑移帶間距較CR和CR + A1樣品增加,表明二級時效后樣品發生了一定程度的回復。

根據微觀組織的TEM表征結果,圖8給出了Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼形變熱處理過程中微觀組織演變的示意圖。初始固溶態的組織為包含大量退火孿晶的奧氏體和細小κ′碳化物的雙相組織。一方面,直接對材料進行時效處理時,一級低溫時效后,晶內κ′碳化物的尺寸和體積分數增加；二級高溫時效后,κ′碳化物的尺寸和體積分數進一步增加,且會在晶界析出β-Mn和具有DO3結構的(Fe, Mn)3Al相[26,29]。另一方面,先對材料進行冷軋預變形,然后時效處理時,預變形引入由非共面滑移帶組成的Taylor晶格的晶體缺陷；與沒有進行預變形樣品相似,κ′碳化物的尺寸和體積分數增加,并在二級高溫時效后析出晶界β-Mn和具有DO3結構的析出相；不同之處在于,二級高溫時效后,經預變形處理的樣品在晶粒內部晶體缺陷的位置析出了具有DO3結構的析出相；此外,二級時效處理樣品還發生一定程度的回復,Taylor晶格中滑移帶的間距增加。可見,預變形引入的晶體缺陷可以作為具有DO3結構的析出相的有效異質形核點,改變析出相的析出位置,將晶界有害相調控到晶體內部作為有益的第二相強化相。

如前所述,固溶態和時效態奧氏體基體中均析出了納米級κ′碳化物,并隨著時效的進行碳化物的尺寸和體積分數逐漸增加。κ′碳化物與奧氏體基體完全共格,其晶體單胞結構為L′I2結構[5,16],即Al原子占據8個頂點,Fe、Mn原子占據6個面心,C原子占據八面體間隙[30]。Yao等[10]的研究表明,κ′碳化物的反相界面能介于350~700 mJ/m2之間,其主要強化方式為有序化強化,并且在一定范圍內強化效果隨著κ′碳化物尺寸和體積分數的增加而增加。因此,時效后樣品屈服強度的變化部分歸因于κ′碳化物的析出與長大。此外,經過預變形處理后的樣品,盡管在時效處理過程中發生了一定程度的回復,奧氏體基體中仍有較高的位錯密度,即存在形變強化,這也是CR + A1和CR + A1 + A2樣品的屈服強度分別高于A1和A2樣品的重要原因。另外,CR + A1 + A2樣品基體中還存在具有DO3結構的析出相(圖7),也可視作第2種強化相,提升材料的強度。

基于Olson-Cohen模型[31],本工作Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼的層錯能估算為約110 mJ/m2,遠高于發生交滑移的純金屬Cu (約78 mJ/m2)。然而,位錯的滑移模式為平面滑移(圖5)。根據文獻[10,32]報道,κ′碳化物與位錯的交互作用為切過模式。圖9a為完整的κ′碳化物(110)晶面的原子排布示意圖。當Burgers矢量為a/ 2<101>的位錯切過κ′碳化物時,會留下一個反相疇界(如圖9b中虛線所示),該界面會降低下一根位錯切過κ′碳化物時的應力。此外,當一對位錯切過κ′碳化物時會降低碳化物在該滑移面上的強化效應,使得后續的位錯更易在該滑移面上滑移,即κ′碳化物降低了位錯的三維可動性,使得位錯被限制在單一滑移面內,即滑移面軟化效應誘導位錯平面滑移[17,33]。

盡管形變過程中微觀組織的演變完全不同,如圖2所示,本工作Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼固溶態具有類似于TRIP鋼和TWIP鋼的“駝峰狀”的應變強化行為,導致超高的抗拉強度和均勻延伸率[34,35]。這是由于位錯的平面滑移,降低了形變過程中位錯的相互湮滅,即降低了材料的動態回復,將多晶材料中位錯密度單調增加而不發生動態回復的形變階段II向發生動態回復的變形階段III的轉變推向更高應變,提高了材料儲存位錯的能力[12]。因此位錯由交滑移轉向平面滑移,能顯著提高材料的加工硬化能力。類似的現象也在Cu-Ni[36]、Cu-Mn[37]和Ni-Cr[38]合金以及Fe40.4Ni11.3Mn34.8Al7.5Cr6高熵合金[39]中觀察到。其中Cu-Ni、Cu-Mn、Ni-Cr合金的平面滑移歸因于SRO引起的滑移面軟化效應,而Fe40.4Ni11.3Mn34.8Al7.5Cr6高熵合金歸因于添加的間隙C原子增加了晶格摩擦力。前者隨著短程有序的增加,后者隨著C含量的增加,合金中的位錯滑移模式逐漸由交滑移轉變為平面滑移。與此同時,材料的屈服強度和加工硬化率均增加,最終導致優異的力學性能。

由圖4a和b可知,時效處理后A1、A1 + A2樣品的碳化物尺寸逐漸增加。然而,盡管屈服強度顯著提高,但加工硬化率同時急劇降低,導致均勻延伸率急劇下降,尤其是A1 + A2樣品的均勻延伸率幾乎為0。這與前述Cu-Ni、Cu-Mn、Ni-Cr合金中短程有序對加工硬化率和屈服強度的影響完全不同。這是由于隨著κ′碳化物尺寸和體積分數的增加,抑制了滑移帶間距的細化過程,而滑移帶間距是關鍵的加工硬化參數,最終導致材料的加工硬化率降低[10]。即一方面交滑移向平面滑移轉變可以減少動態回復,提高材料的加工硬化能力；另一方面,隨著短程有序和共格析出相尺寸增加抑制了滑移帶的細化,降低材料的加工硬化能力[10,13]。就本工作的Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼而言,隨著析出相尺寸和體積分數的增加,后者占主導地位,導致材料加工硬化率隨κ′碳化物尺寸和體積分數的增加而顯著降低,即屈服強度和加工硬化率之間存在倒置關系。

然而,CR + A1 + A2樣品打破了屈服強度與加工硬化率的倒置關系,與A1 + A2和CR + A1樣品相比,進一步提高屈服強度的同時提高了材料的加工硬化率,使得CR + A1 + A2樣品頸縮前的加工硬化率甚至高于固溶態(圖2)。此外,CR + A1 + A2樣品的加工硬化率曲線還與其他樣品的趨勢完全不同,呈緩慢的單調下降,表明形變機理發生了變化。從對應的微觀組織(圖7)可以看出,它們主要的區別為CR + A1 + A2樣品在晶內沿著滑移帶析出了具有DO3結構的析出相,表明該析出相在改變加工硬化率方面起著重要作用。該現象與雙級時效+中間拉伸預變形處理對Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼性能的影響一致[28]。具有DO3結構的晶內析出相不能被位錯切過,與位錯的交互作用為Orowan繞過機制。在形變過程中,位錯繞過該析出相形成位錯環,隨著位錯環數量的增加形成應變梯度和局部的晶格旋轉。因此,這些位錯環為幾何必須位錯,對材料加工硬化率的提高起重要作用,主要通過以下2種方式[40]：(1) 與統計儲存位錯和位錯滑移的交互作用形式一樣,這些幾何必須位錯也可以作為單個的障礙物阻礙主滑移面上位錯的運動；(2) 由于粒子周圍的Burgers矢量排列的橫向極性符號不會相互抵消,共同產生長程背應力阻礙位錯的滑移。Ebeling和Ashby[41]建立了粒子與由粒子周圍位錯累積引起的額外加工硬化(ΔσEWH)之間的模型：

式中,M為Taylor因子,D為常數,G為剪切模量,b為Burgers矢量模,f為粒子的體積分數,r為粒子的平均半徑,εt為真應變。表明粒子的體積分數越多、平均半徑越小,對材料的額外強化效應越高。此外,粒子周圍位錯環形成的背應力會導致滑移面硬化,抑制滑移面上的位錯源發射位錯。因此,與DO3結構析出相相交的滑移帶迅速發展,使位錯達到飽和。為了進一步協調應變,必須激活新的滑移帶,最終導致滑移帶的細化過程得以加速,從而提高材料的加工硬化率。

此外,值得注意的是,在奧氏體內部析出具有DO3結構相的同時,奧氏體晶界發生γ→β-Mn + (Fe, Mn)3Al的分解反應,這與文獻中的報道相似[26,29,42]。其中,β-Mn能顯著提高材料的硬度,使Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼在κ′碳化物析出的一次硬化后出現二次硬化。但在β-Mn、DO3結構析出相和奧氏體的界面處容易萌生裂紋并擴展,使Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼發生解理斷裂,從而顯著降低材料的塑性。因此,二級時效的時間需要控制在合適的范圍內,在利用晶內析出DO3結構析出相提高Fe-30Mn-11Al-1.2C鋼加工硬化率的同時,控制晶界析出相對塑性的影響,避免材料發生脆性斷裂。

(1) 雙級時效處理可以明顯促進Fe-30Mn-11Al-1.2C奧氏體低密度鋼中κ′碳化物的析出,使材料的屈服強度顯著提高,但同時大大降低了材料的加工硬化能力,即存在屈服強度與加工硬化率的倒置關系。

(2) 經預變形+雙級時效處理后的Fe-30Mn-11Al-1.2C樣品,其屈服強度為1220 MPa,抗拉強度達到1300 MPa,均勻延伸率為18.2%,總伸長率為33.4%。

(3) 冷軋預變形引入的晶體缺陷可以作為具有DO3結構析出相的異質形核點,從而將晶界有害析出相調控至晶粒內部作為有益的強化相,提高材料的加工硬化率。