丁樺,1,2,3,張宇3,蔡明暉1,3,唐正友1,3

Fe-Mn-Al-C鋼最初是在20世紀50年代開發(fā)出來的，主要目的是用Mn和Al代替昂貴的Cr和Ni，以實現(xiàn)對Fe-Cr-Ni不銹鋼的替代[1]。葉基石[2]在Fe-Mn-Al-C相圖研究成果的基礎上進行成分優(yōu)化，成功開發(fā)了以15Mn26Al4為代表的低溫鋼。2000年，F(xiàn)rommeyer和Brüx[3]在研究Fe-Mn-Al-C輕質鋼的微觀組織和力學性能的基礎上，提出可將其用于制備汽車用鋼，拓展了輕質鋼的應用范圍。

在Fe-Mn-Al-C鋼中，隨著Al含量的增加，鋼的密度降低。當添加Al元素的質量分數(shù)為12%時，使鋼的密度降至6.5 g/cm3 [3]。近年來，F(xiàn)e-Mn-Al-C輕質鋼由于其優(yōu)異的綜合性能得到廣泛關注[4~6]。韓國科研人員[7~10]研發(fā)了一系列的Fe-Mn-Al-C輕質鋼，其強塑積最高可達80 GPa?%。德國科研人員[11~13]分析了Fe-Mn-Al-C鋼的組織性能調控及變形機制，并對其服役性能進行了研究。在超高強輕質鋼方面，Hwang等[14]通過在Fe-Mn-Al-C鋼中添加Ni元素，使實驗用鋼獲得了抗拉強度1622 MPa、總伸長率約為20%的優(yōu)異性能。近10年來，國內對Fe-Mn-Al-C鋼的研究日益深入，在高強輕質鋼的制備、顯微組織表征、力學行為及變形機制方面進行了大量研究[15~22]。同時，世界各主要鋼鐵公司也在積極進行工業(yè)化試制和應用，如韓國POSCO 2015年進行了輕質鋼的工業(yè)化試制，國內寶武集團、興澄特鋼和鞍鋼集團近期也開展了輕質鋼的制備。

根據(jù)合金元素和熱處理條件的不同，F(xiàn)e-Mn-Al-C輕質鋼呈現(xiàn)出多類型的固態(tài)相變行為，變形過程中的組織演變和變形機制與其他高強鋼也有著顯著差異。這既為合金的性能調控拓展了空間，同時也帶來了許多新的物理冶金問題。目前，雖然對Fe-Mn-Al-C輕質鋼已有大量的研究，但是對研究結果的分析仍存在一些相互矛盾之處，在輕質鋼的組織性能調控方面也有諸多問題尚待解決，同時在應用領域亦存在拓展空間。

Fe-Mn-Al-C輕質鋼可以分為奧氏體輕質鋼[7~10,20,21]、奧氏體基雙相輕質鋼[19,23~26]和鐵素體基雙相輕質鋼[27~29]。Fe-Mn-Al-C輕質鋼的合金元素成分差異很大，制備工藝也不盡相同，因此變形行為也有很大差異。本文對全奧氏體以及奧氏體基雙相輕質鋼近年來的研究現(xiàn)狀進行綜述，重點評述合金元素的作用、組織性能調控和變形機制方面的研究工作，并對未來的研究方向和應用領域進行展望。

1輕質鋼中的析出相

由于奧氏體基Fe-Mn-Al-C輕質鋼中的合金元素含量很高，在退火及淬火過程中會發(fā)生各種有序相的沉淀反應。典型的析出相有κ相、B2相和D03相，其晶體結構如圖1[30]所示。

圖1

圖1奧氏體基Fe-Mn-Al-C輕質鋼有序相的原子位置示意圖[30]

Fig.1Schematics showing the atomic position in the ordered lattices of a Fe-Mn-Al-C system[30]

(a)κphase (b) B2 phase (c)D03phase

在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中，當Al和C含量達到一定值，會在奧氏體基體上形成有序碳化物[3]。碳化物理想的化學式為(Fe, Mn)3AlC。亞穩(wěn)相(Fe, Mn)3AlCx(x< 1)的結構與其相同，但是C的占位不完全[4]。在有序碳化物中，Al原子占據(jù)8個角位，F(xiàn)e和Mn占據(jù)面心位置，C原子占據(jù)體心位置，如圖1a[30]所示。B2相屬于有序型bcc結構(圖1b[30])，理想的化學式為FeAl。D03相的化學式是(Fe, Mn)3Al (圖1c[30])，存在于鐵素體和B2相中。

Fe-Mn-Al-C輕質鋼中碳化物的分類主要包括晶內κ碳化物和晶界κ碳化物2種。晶內κ碳化物的尺寸一般為納米級，與奧氏體共格，晶格錯配度低于3%，呈立方型-立方型晶體學位向關系，即[100]κ//[100]γ，(100)κ//(100)γ[31]。長期以來，研究者們[32~39]認為晶內碳化物是通過調幅分解和后續(xù)的有序化形成的。其具體形成過程為：發(fā)生調幅分解反應，溶質原子C和Al的短程擴散導致奧氏體內出現(xiàn)貧/富溶質原子區(qū)域；溶質原子富集的區(qū)域轉變成L12相，最終通過C的進一步有序化形成E21結構的κ相。然而，在實際轉變過程中往往會形成非化學計量比的κ相(Fe, Mn)3AlCx(x< 1))，稱為L′12相。近年來，有研究者[39]采用原子探針對κ相的合金成分進行了測定，穿過奧氏體和碳化物的正弦曲線形狀的成分分布被認為是κ相形成過程中發(fā)生失穩(wěn)分解的證據(jù)。

在近期的研究[40,41]中對碳化物的形成機制提出了新的看法。有研究者[40]采用高分辨掃描透射電子顯微鏡(HR-STEM)和三維原子探針(3D-APT)對奧氏體基Fe-20Mn-9Al-3Cr-1.2C (質量分數(shù)，%，下同)鋼進行原子尺度表征，結果表明形成了尺寸為2~3 nm的L′12有序碳化物。同時還采用熱力學計算證實了輕質鋼中碳化物的形成是由形核和長大完成的，而非調幅分解的結果，并指出這可歸結為奧氏體和碳化物相似的晶體結構和成分以及完全共格的取向關系[40]。

根據(jù)合金成分和熱處理溫度的不同，奧氏體晶界κ碳化物可由沉淀反應、共析反應或胞狀轉變形成[1,42~44]。發(fā)生沉淀反應時，碳化物沿奧氏體晶界析出；當退火時間增加到一定程度，碳化物會沿著晶界形成連續(xù)的碳化物膜。在發(fā)生共析反應時，高溫奧氏體分解為低溫的兩相，即γ→κ+α，呈片層狀。在晶界處不連續(xù)的碳化物有利于提高輕質鋼的應變硬化能力，但對輕質鋼的塑性和韌性產生不利的影響。胞狀轉變是一種特殊的沉淀反應，是包含晶界遷移的不連續(xù)析出過程。碳化物和鐵素體同時在晶界形核，而且向奧氏體基體內生長。

對Fe-11Mn-10Al-1.25C輕質鋼的研究[43]表明：通過改變熱處理溫度，可顯著改變組織組成及κ相的尺寸、形貌和分布(圖2[43])。其中，圖2a[43]示出了在3個溫度下退火的X射線衍射(XRD)譜。1000℃退火獲得的是奧氏體組織(圖2b[43])；900℃退火可獲得γ+α+晶界κ碳化物三相組織，如圖2c[43]所示；在800℃退火形成片層組織，由共析反應γ→α+κ得到，如圖2d[43]所示。對Fe-11Mn-xAl-yC鋼的進一步研究[44]表明，冷軋+退火后在材料中形成了多種尺度的碳化物。晶內納米級κ碳化物可顯著提高輕質鋼的屈服強度，但會對其應變硬化率的提升產生影響；晶界亞微米級κ碳化物可阻礙位錯運動，使輕質鋼的應變硬化能力增加，但會引起α/κ界面處的應力集中，從而引發(fā)材料的提前失效。因此，需綜合考慮優(yōu)化中錳雙相輕質鋼的相組成及碳化物的形態(tài)和分布特征，在較大范圍內實現(xiàn)對材料力學性能的調控。

圖2

圖2Fe-11Mn-10Al-1.25C鋼不同溫度退火后的XRD譜和顯微組織[43]

Fig.2XRD spectra (a) and micrographs of Fe-11Mn-10Al-1.25C steel after annealing at 1000oC (b), 900oC (c), and 800oC (d)[43](D—diameter of phase, subscriptsγ,α, and GB-κrepresent correspondingγ,αphases, andκphase at grain boun-daries; inset in Fig.1c shows the magnified microstructure)

在Fe-Mn-Al-C四元相圖的實驗研究和熱力學計算方面已有許多工作[45~48]。針對Fe-(20, 30)Mn-xAl-yC四元合金，Ishida等[45]在900~1200℃的溫度范圍內建立了等溫相圖。Kim和Kang[46]對Fe-10Mn-xAl-yC進行了實驗研究。同時，為預測高錳高鋁鋼的平衡相組成，還開發(fā)了熱力學數(shù)據(jù)庫。Chin等[47]將Mn-Al-C數(shù)據(jù)庫、Fe-Al-C數(shù)據(jù)庫與Thermo-Calc中鋼的數(shù)據(jù)庫相結合，通過相圖計算(CALPHAD)方法對Fe-Mn-Al-C四元系中(Fe, Mn)3AlC碳化物的穩(wěn)定性進行了計算，并解釋了Fe-Mn-Al-C鋼的組織演變。Fartushna等[48]對Fe-Mn-Al-C四元系在1000和1100℃的相平衡進行了實驗研究，并著重研究了κ碳化物的形成。他們的實驗結果與文獻[45]中的結果吻合較好，而與文獻[46,47]的計算結果有所不同，具體體現(xiàn)為κ碳化物的成分區(qū)間比計算獲得的范圍更寬。因此，有必要繼續(xù)提高熱力學數(shù)據(jù)庫的精確度以獲得更為精確的相平衡計算結果。

有研究者[49]將三維相場法與CALPHAD相結合，考察了輕質鋼中κ碳化物的演變規(guī)律。結果表明，在κ碳化物形核初期，κ碳化物的形貌由界面能主導；而在形核后期，彈性應變能則成為主要的影響因素。也有研究者[50~52]采用原子探針與原位X射線同步輻射等實驗方法，并結合第一性原理和密度泛函理論(density functional theory，DFT)確定了κ碳化物的成分，并研究了其形成序列。Dey等[52]采用原子探針對Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C輕質鋼中κ碳化物的化學成分進行了精細分析，發(fā)現(xiàn)晶內和晶界碳化物中的C含量均偏離理論化學計量比，且2種碳化物中的C含量存在差別，晶內碳化物中的C含量更低。他們采用DFT理論對其原因進行了分析。計算結果表明，E21結構在<100>方向具有彈性硬取向，導致碳化物與基體的錯配度為9%，這使得共格界面難以保持。碳化物中出現(xiàn)C元素的不完全配分能夠減少其中的C含量，進而降低碳化物與基體之間的錯配度。因此，與非共格的晶界碳化物相比，與奧氏體基體共格的晶內碳化物的C含量更低。需要指出的是，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼中碳化物的形成條件不僅由C含量決定，還受到Al含量的影響。然而在Dey等[52]的工作中，并未考慮Al的作用。因此，需要綜合考慮C和Al的作用，從而對理論模型作進一步的改進和修正。

Ha等[30]對Fe-27Mn-12Al-0.8C鋼的研究表明，在奧氏體+鐵素體兩相區(qū)退火并淬火后出現(xiàn)了B2、D03以及κ碳化物多種有序相。其中，D03相存在于鐵素體和B2相中，呈細小彌散分布。同時，納米κ碳化物存在于奧氏體基體之中。Liu等[53]采用快速凝固方法制備了Fe-20Mn-9Al-0.75C鋼，研究表明，鑄帶組織由奧氏體和δ鐵素體組成，奧氏體和鐵素體中分別有κ相和D03相。在400~600℃退火，可促進納米級有序D03相和κ碳化物的進一步析出。此外，當退火溫度為800℃時，發(fā)生γ→α+κ共析轉變。

綜上，目前有關Fe-Mn-Al-C輕質鋼中析出相的研究取得了較為豐富的成果，對各種類型的析出有了較為系統(tǒng)的精細表征和定量分析。在未來的研究中，可加強相場模擬、分子動力學以及第一性原理等方法在各類型析出相形成及長大方面的相關理論計算工作，并結合多尺度的精細表征，深入揭示析出相的形核條件及長大行為，從而實現(xiàn)對Fe-Mn-Al-C輕質鋼的顯微組織優(yōu)化設計以及力學性能的精準調控。

2輕質鋼的成分設計特點

2.1主合金元素

在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中，主要合金元素為Mn、Al和C。

Mn是擴大奧氏體相區(qū)元素，并可在一定范圍內提高Fe-Mn-Al-C輕質鋼的層錯能。Mn對碳化物的析出與長大無明顯作用，增加Mn含量會在一定程度上抑制碳化物的形成[54]。

C的作用之一是擴大奧氏體相區(qū)，增加C含量能夠提高奧氏體的體積分數(shù)和穩(wěn)定性，同時促進碳化物的形成。C的添加能夠提高奧氏體的層錯能。此外，C的添加還可以起到間隙固溶強化作用[55,56]。

Al是鐵素體形成元素，是實現(xiàn)輕質鋼密度降低的重要元素。在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中，Al含量的高低可顯著影響組織形態(tài)，主要包括鐵素體的體積分數(shù)以及是否形成碳化物或其他有序相等方面。Al的添加能夠對Fe-Mn-Al-C輕質鋼中κ碳化物的析出和長大起到明顯的促進作用[57]。同時，Al可以顯著提高Fe-Mn-Al-C輕質鋼的層錯能，從而影響材料的變形機制。因此，Al元素是一種重要的組織調控元素。

Al和C的含量對Fe-Mn-Al-C輕質鋼碳化物的類型及形成條件有著重要的影響。文獻[58]指出，對于晶內κ碳化物，Al和C的含量通常高于6.2%和1.0% (質量分數(shù)。下文含量如無特殊說明，均指質量分數(shù))；而對于晶界κ碳化物，Al和C的含量通常高于5.5%和0.67%。隨著Al和C含量的增加，形成碳化物的化學驅動力增加，同時奧氏體的晶格常數(shù)也增加，因此奧氏體基體與晶內碳化物間的錯配度降低，共格應變能降低，從而有利于晶內碳化物的析出。除了合金成分之外，F(xiàn)e-Mn-Al-C輕質鋼中碳化物析出的熱力學和動力學過程還與熱處理制度密切相關，包括熱處理方式、溫度、時間和冷卻速率等。因此，需綜合考慮合金成分和熱處理制度等因素對碳化物形成條件的影響。

2.2其他合金元素

除主合金元素外，近年來有關添加其他合金元素對Fe-Mn-Al-C輕質鋼組織調控及性能提升作用的研究工作也有一定程度的進展。

Ni是近期研究者們非常關注的合金元素[14,59~66]。在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中添加Ni元素后，易于形成B2相。Kim等[59]率先對Ni的合金化進行了研究，制備了Fe-15Mn-10Al-0.8C-5Ni鋼，并指出其超高的強度主要源于大量B2相的強化作用。在此基礎上，研究者們又研究了含Ni輕質鋼中B2相和碳化物的復合沉淀析出行為。Zhang等[60]研究了Fe-16Mn-9Al-0.8C-3Ni鋼在時效處理過程中B2相和碳化物的析出行為及其對力學性能的影響。結果表明，第二相粒子強化+有序強化的協(xié)同作用提高了材料的屈服強度和抗拉強度，并且不損失塑性。Hwang等[14]對Fe-21Mn-10Al-1C-5Ni鋼進行了研究，實驗用鋼經(jīng)退火處理后獲得完全再結晶+部分再結晶組織。其中，多邊形的B2相粒子存在于再結晶晶界處，片狀B2相則形成于未再結晶晶粒中。此外，在奧氏體和B2相中還分別形成了納米尺寸的碳化物和D03粒子。Kim等[61]采用3D-APT分析了含1.5%Ni和3%Ni的Fe-30Mn-10Al-0.9C-0.5Si-1.5Mo合金中碳化物的沉淀行為，結果表明：含3%Ni的實驗用鋼時效后Al元素擇優(yōu)富集于奧氏體基體，導致碳化物中貧Al，說明Ni的添加引起了Al從碳化物向奧氏體的配分，這與一般情況下碳化物富Al有所不同。添加Ni后，沉淀強化和固溶強化共同作用，有效阻礙了位錯的運動，促進了合金的連續(xù)硬化。

在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中添加Si的研究比較多[32,40,67~69]。與Al類似，添加Si也可降低奧氏體鋼的質量密度，每添加1%Si可使鋼的密度降低0.8%。Bartlett等[67]研究了Si對Fe-30Mn-9Al-(0.59~1.56)Si-0.9C-0.5Mo鋼碳化物沉淀的影響。結果表明，Si含量從0.59%增至1.56%，加速了κ碳化物的形成。Kim等[32,68]研究了Si對Fe-30Mn-9Al-0.9C-0.5Mo輕質鋼變形機制的影響。3D-APT結果表明添加Si加速了κ相的形成動力學，在時效過程中Si促進了C向碳化物的配分。Zhi等[69]對中等Al含量的Fe-21Mn-6Al-1C-xSi (x= 0、1.5、3)合金進行了研究，結果表明Si的添加促進了κ相的有序化。

在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中添加Cu，可促進納米尺寸的富Cu相和κ相的析出[70~73]。Cu作為奧氏體穩(wěn)定化元素，可以增加奧氏體的體積分數(shù)，且其固溶拖曳作用還可以抑制再結晶的發(fā)生[70]。富Cu粒子促進納米κ相的形成，2者的共同作用提高了輕質鋼的強度水平[71]。

在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中添加微合金元素Nb和V[74~79]，可以細化奧氏體晶粒尺寸。同時這些元素與C原子可形成熔點高、穩(wěn)定性強的碳化物，能夠有效釘扎位錯。Park等[75]對Fe-20Mn-8Al-1.0C-0.1Nb的研究表明，添加Nb元素后合金的晶粒尺寸發(fā)生了明顯的細化，Nb的添加減緩了時效過程中碳化物的形成動力學。在400℃暴露5000 h時，Nb的添加抑制了滑移帶的形成。在輕質鋼中添加V后，對κ碳化物的沉淀行為產生影響，同時可實現(xiàn)含V碳化物和κ碳化物的雙沉淀效應[77~79]。

為提高輕質鋼的耐蝕性能和高溫性能，科研人員研究了Cr、Mo和Co元素對Fe-Mn-Al-C輕質鋼相變和顯微組織的影響。Cr是鐵素體穩(wěn)定化元素，可抑制碳化物的形成，增加鐵素體的含量。Cr的添加可提高Fe-Mn-Al-C鋼的強度、硬度和可成形性，從而獲得耐腐蝕、耐高溫氧化和抗蠕變性能優(yōu)良的輕質鋼[80~82]。對Fe-(20~30)Mn-(11.5~12.0)Al-1.5C-5Cr系列合金的研究[80]表明，與鐵素體不銹鋼類似，表面富Al的氧化膜使含Cr的輕質鋼具有良好的抗點蝕能力。這類合金擁有更高的強度，同時減重效果好，具有替代商用不銹鋼的潛力。Moon等[83]研究了Mo的添加對奧氏體Fe-Mn-Al-C輕質鋼中碳化物沉淀行為的影響。第一性原理計算結果表明，在κ碳化物中Mo替代Fe和Mn在能量上是不可行的，且會增加奧氏體基體和κ碳化物之間的界面能。APT和TEM實驗結果證實了第一原理計算結果，即Mo的添加對κ碳化物的形成動力學起延緩作用。對添加Co的Fe-Mn-Al-C輕質鋼的研究[84]表明，鑄造組織為α+D03+γ+κ。Co含量9%的合金為近奧氏體組織。材料在1000~1100℃進行熱處理后，組織為(γ+κ)。當Co含量大于5%時，合金在650~950℃時效后，在基體和晶界形成有序的Co23C6。添加Co元素后不僅可以在高溫下穩(wěn)定奧氏體，還可以阻礙時效過程中碳化物的析出。

有關合金元素復合添加對Fe-Mn-Al-C輕質鋼組織和性能影響的研究亦有相關報道。對Nb-V微合金化的Fe-Mn-Al-C奧氏體不銹鋼低周疲勞性能的研究[85]表明，在一定的應變下，Nb-V微合金化可提高材料的疲勞壽命。與κ碳化物相比，含Nb-V鋼中的(Nb, V)C粒子有利于提高材料的疲勞壽命。對Fe-20Mn-6Ti-3Al-0.06C-Nb-Ni鋼的研究結果[86]表明，這種鋼呈現(xiàn)出復相組織特征，其奧氏體基中含有部分有序的鐵素體、Laves相(Fe2Ti)和細小的MC碳化物。值得指出的是，含Ti輕質鋼的組織具有高的熱穩(wěn)定性，可避免高溫下脆性碳化物的形成。這種輕質鋼的合金設計為材料在高溫條件下的應用提供了新的思路。此外，多種元素復合添加的合金設計理念也為Fe-Mn-Al-C輕質鋼在更多領域的應用提供了參考。

通過揭示合金元素在奧氏體和碳化物之間的配分規(guī)律，能夠明確碳化物的析出行為。同時，對于復合添加微合金元素的Fe-Mn-Al-C輕質鋼，其熱處理過程中會形成多種類型的析出相。因此，綜合考慮各析出相的協(xié)同作用，有效調控析出相的類型及其特征，可實現(xiàn)材料性能的優(yōu)化與提升，從而拓展Fe-Mn-Al-C鋼輕質鋼的應用領域，有待進一步研究。

3輕質鋼的力學性能

表1[3,7,12,16,23,30,42,87]列出了減重效果顯著的Fe-Mn-Al-C輕質鋼(Al含量≥ 8%)的組織特征和性能指標。可見，全奧氏體鋼的強度不是很高，但伸長率十分優(yōu)異。而奧氏體+鐵素體雙相鋼變形時由于兩相之間的相間不相容性，導致伸長率相比于奧氏體鋼有一定程度的降低。無論是全奧氏體輕質鋼還是雙相輕質鋼，在奧氏體基體中晶內κ相的存在均可顯著提高輕質鋼的屈服強度及抗拉強度。同時可以看出，即使Mn含量有所降低，但可通過采用合適的形變熱處理工藝獲得與較高Mn含量輕質鋼相同的相組成，從而得到相近的力學性能。例如，F(xiàn)e-18Mn-10Al-0.8C鋼和Fe-27Mn-12Al-0.8C的組織組成都是α+γ+κ+ B2 +D03，2者的力學性能也相當。

表1奧氏體和奧氏體基雙相輕質鋼的力學性能和相組成[3,7,12,16,23,30,42,87]

Table 1Mechanical properties and phase constituents of austenite and austenite-based duplex lightweight steels[3,7,12,16,23,30,42,87]

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圖3[14,19,40,59~63,69,71~73,80]示出了添加其他合金元素的Fe-Mn-Al-C輕質鋼的力學性能。由圖可知，相比于其他合金元素，添加Ni元素可顯著提升輕質鋼的強度。在抗拉強度達到1400~1600 MPa的超高強度范圍時，F(xiàn)e-Mn-Al-C-Ni輕質鋼仍能保持較高的伸長率(20%~30%)，這是因為Ni的添加促進了大量有序的B2相形成，從而起到了顯著的強化效果。添加其他合金元素(除Ni之外)輕質鋼的強度級別為1000~1100 MPa時，伸長率為33%~46%。當然，其中一些合金元素在提高耐蝕性、高溫強度及服役性能方面有其獨特的優(yōu)勢。如若進一步提高Fe-Mn-Al-C輕質鋼的力學性能和使役性能，需要綜合考慮各合金元素的協(xié)同作用，合理設計和優(yōu)化材料的合金成分和微觀組織。

圖3

圖3Fe-Mn-Al-C-X輕質鋼的抗拉強度和總伸長率比較圖[14,19,40,59~63,69,71~73,80]

Fig.3Comparisons of tensile strength and total elongation of Fe-Mn-Al-C-Xlightweight ste-els[14,19,40,59-63,69,71-73,80]

4輕質鋼的變形機制

層錯能是理解材料組織與性能之間關系的一個重要參數(shù)，層錯能通過改變材料的變形機制進而影響材料的力學性能[88,89]。

一般認為，當錳鋼的層錯能低于20 mJ/m2時，發(fā)生相變誘發(fā)塑性(TRIP)效應；而孿生誘發(fā)塑性(TWIP)鋼的層錯能范圍一般為20~40 mJ/m2 [90]。在奧氏體基Fe-Mn-Al-C系輕質鋼中，當Mn和Al含量達到一定程度時，材料中奧氏體的層錯能一般很高，為70~110 mJ/m2，此時既不發(fā)生TRIP效應，也不發(fā)生TWIP效應，位錯滑移是主要的變形機制。

Frommeyer和Brüx[3]對Fe-26/28Mn-10/12Al-1.0/1.2C鋼的顯微組織和力學性能進行了研究。結果表明，在高錳高鋁輕質鋼的變形過程中形成均勻的剪切帶，認為均勻的剪切變形對總的塑性有重要貢獻，因而稱其為剪切帶誘發(fā)塑性(shear band induced plasticity，SIP)。但是，對變形過程中的組織演變及剪切帶的形成機理并未做深入研究。

Yoo和Park[7]對Fe-28Mn-9Al-0.8C鋼(層錯能約為85 mJ/m2)的研究表明，低應變時實驗用鋼主要發(fā)生平面滑移，不出現(xiàn)胞狀結構和位錯塞積。隨著變形過程的進行，形成低能結構的Taylor晶格(Taylor lattice)。當應變較大時，實驗用鋼內部形成由幾何必需位錯組成的顯微帶，顯微帶間亦會發(fā)生交割。作者認為顯微帶的形成與演化對材料的塑性有貢獻，故稱其為顯微帶誘發(fā)塑性(microband-induced plasticity，MBIP)。吳志強[31]對不同Al含量的輕質鋼在不同變形量下的位錯結構演變進行了精細表征，并對2種實驗用鋼位錯開動的臨界切應力進行了定量計算，結果表明，在Fe-26Mn-8/10Al-1C輕質鋼的變形過程中發(fā)生平面滑移；當真應變?yōu)?.26時，8Al鋼中已經(jīng)形成了顯微帶，但是10Al鋼在真應變?yōu)?.41時才形成顯微帶。增加Al含量提高了輕質鋼位錯開動的臨界切應力，使得10Al鋼需要在更高的應變下才能形成顯微帶結構，說明添加Al能夠推遲顯微帶的形成。

Welsch等[91]對熱軋后淬火處理的Fe-30.4Mn-8Al-1.2C鋼的顯微組織和應變硬化行為進行了研究。TEM結果表明，奧氏體中存在有序的碳化物，但數(shù)量很少；電子通道襯度成像(electron channel contrast image，ECCI)結果表明，奧氏體在發(fā)生平面滑移后并未形成顯微帶，而是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。作者認為材料高的應變硬化率是由滑移帶結構的細化引起的，并據(jù)此提出了動態(tài)滑移帶細化(dynamic slip band refinement，DSBR)機制。輕質鋼中的密集滑移帶在其他文獻[22,92,93]中亦有報道。

有研究者[1]認為，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼在變形過程中具體出現(xiàn)何種機制是由微觀組織決定的。如果奧氏體中存在短程有序，顯微帶和動態(tài)滑移帶細化是主要的變形機制；而如果奧氏體中有納米級碳化物，則出現(xiàn)剪切帶。然而，許多研究結果并不完全支持這個結論。例如，F(xiàn)e-26Mn-12Al-1C鋼經(jīng)固溶淬火后即形成了碳化物，但在其變形過程中并未發(fā)現(xiàn)剪切帶，而是出現(xiàn)了滑移帶[92]。Haase等[93]對Fe-29.8Mn-7.65Al-1.11C鋼的變形行為進行了研究，比較了碳化物對輕質鋼變形行為的影響。結果表明，無論碳化物存在與否，材料變形過程中的組織演變并無明顯差異。在變形初期，奧氏體發(fā)生平面滑移；隨著應變的增加，滑移帶的體積分數(shù)增加，組織發(fā)生顯著細化。對Fe-20Mn-9Al-1.2C-xCr鋼變形過程的研究[19]表明，滑移帶和顯微帶共存，且前者出現(xiàn)得更早。文獻[93]也報道觀察到了滑移帶和顯微帶。

當Fe-Mn-Al-C鋼的層錯能較高時，奧氏體的變形機制以平面滑移為主。滑移帶和顯微帶都是由奧氏體內部位錯的平面滑移所導致，即滑移帶和顯微帶是奧氏體位錯平面滑移在不同應變下所產生的現(xiàn)象。此外，碳化物的作用同樣不可忽視。目前在有關滑移帶/顯微帶的出現(xiàn)與微觀組織關聯(lián)性方面仍存在爭議，例如，碳化物的有序程度及其與位錯交互作用的方式對輕質鋼變形方式的影響機制仍不明確。因此，有必要在碳化物對滑移帶和顯微帶的影響機制及對性能的影響方面做進一步的研究。

需要注意的是，目前有關Fe-Mn-Al-C輕質鋼微觀變形機制的分析和研究主要依賴于對變形后或間斷變形過程進行常規(guī)手段的顯微組織表征，這使得對變形過程中的微觀組織演變以及變形機理的認識不夠清晰，仍具一定的局限性。得益于先進表征技術的不斷提升，采用多種表征手段(原位SEM、EBSD、數(shù)字圖像相關(DIC)和TEM、同步輻射及中子衍射)能夠實現(xiàn)對材料的變形過程進行精細表征。因此，采用多種先進技術手段對Fe-Mn-Al-C輕質鋼的變形過程進行原位表征，能夠清晰闡明變形過程中的微觀組織演變，從而有助于深入揭示Fe-Mn-Al-C輕質鋼的微觀變形機制，這是Fe-Mn-Al-C輕質鋼未來研究中的一個重要發(fā)展方向。

5輕質鋼的強化機制

一般地，高強鋼的主要強化機制為固溶強化、細晶強化、應變強化、沉淀強化和相變強化。對不同Al含量的熱軋Fe-26Mn-xAl-1.0C鋼的研究[92]表明，當Al含量從6%增加至10%時，屈服強度的增量僅為約100 MPa；而當Al含量從10%增加至12%時，屈服強度增加了482 MPa。組織分析表明，當Al含量從6%增加至12%，晶粒尺寸從84 μm細化至40 μm；當Al含量達到10%時，出現(xiàn)碳化物；當Al含量為12%時，出現(xiàn)鐵素體。由于鐵素體的含量較少，可以認為晶粒細化和納米級碳化物粒子強化機制的作用占主要地位，而Al的固溶強化并非是重要的強化機制。Sutou等[24]研究了Fe-20Mn-(10~14)Al-(0~1.8)C的力學性能，結果表明，當Al和C的含量較高時，材料的高強度主要來源于納米級碳化物。Yao等[87]將Fe-30.4Mn-8Al-1.2C合金進行等溫退火處理，并與固溶態(tài)不含κ碳化物的材料進行比較，發(fā)現(xiàn)含有κ碳化物的鋼的屈服強度提高了約480 MPa。這些研究結果均說明納米級碳化物顯著提高了輕質鋼的屈服強度。

應變強化也是Fe-Mn-Al-C輕質鋼重要的強化機制。在變形過程中，隨著應變的增大，晶粒內開動的滑移系增加，位錯密度增加，使材料的強度提高。在發(fā)生“動態(tài)滑移帶細化”時，位錯在滑移帶前塞積。隨著滑移帶的間距不斷減小，應變硬化效果持續(xù)增加[91]；奧氏體晶粒在變形過程中發(fā)生“碎化”，各區(qū)域由稠密的位錯墻分開，并逐漸分裂為平行的位錯墻，平行的位錯墻構成顯微帶[7]。這個過程中位錯密度的增加也可對Fe-Mn-Al-C鋼起到強化作用。

對高錳TWIP鋼和奧氏體輕質鋼的應變硬化行為進行比較的結果[1]表明，輕質鋼的應變硬化能力均低于高錳TWIP鋼。有研究[31,36]指出，奧氏體輕質鋼中Al和C的含量越高，材料的應變硬化率越低；時效時間的增加也會降低輕質鋼的應變硬化率。這種應變硬化率的變化一般與κ碳化物有關。他們將奧氏體基輕質鋼較低的應變硬化率歸結為“滑移面軟化(glide plane softening)”效應。在位錯滑移過程中，晶內細小彌散碳化物尺寸極為細小(小于10 nm)，領先位錯在遭遇碳化物阻礙后會將其切過，這一過程能夠降低該滑移面上后續(xù)位錯的滑移阻力，使得滑移更加容易[31,36]，因此材料的應變硬化能力降低。

一些文獻[40,68]根據(jù)疊加法則對奧氏體基輕質鋼的強化機制進行了定量分析，綜合考慮奧氏體的晶格摩擦力、固溶強化、晶界強化、第二相粒子強化和位錯強化的作用，分析材料中各種強化機制對屈服強度的貢獻。對于固溶和時效態(tài)，不考慮位錯強化。而在計算第二相強化作用時，主要考慮碳化物的共格強化、模量強化和有序強化，忽略了化學強化和層錯強化的作用。Liu等[44]分別考慮奧氏體和鐵素體中各種強化機制的作用，采用疊加法則和混合法則對Fe-11Mn-xAl-yC鋼的屈服強度進行了定量分析。目前采用理論模型對奧氏體+鐵素體雙相鋼強化機制的定量計算工作仍需要加強。

有關位錯與晶內碳化物相互作用方面的研究已有一些報道[31,32]。這些研究結果表明，納米級晶內碳化物對Fe-Mn-Al-C鋼的強化主要源自于位錯的切過機制。Kim等[32]對添加Si的Fe-30Mn-9Al-0.9C-0.5Mo輕質鋼中κ碳化物與位錯的交互作用進行了研究，若采用Orowan繞過機制對材料的屈服強度進行估算，得到的結果為3.3 GPa，遠高于實際材料的屈服強度(886 MPa)。當采用切過機制計算時，得到的屈服強度計算值為1.31 GPa。雖然仍高于實際值，但已比較接近，說明位錯切過機制是主導機制。對Fe-26Mn-8/10Al-1C鋼退火和時效后進行變形的組織觀察表明，2種輕質鋼在變形過程中均呈現(xiàn)平面滑移，滑移過程中位錯可切過碳化物；10Al實驗鋼中碳化物體積分數(shù)和尺寸均高于8Al實驗鋼，因此其強度更高，但塑性有所損失[31]。

研究[94]表明，當位錯與有序沉淀相相遇，其交互作用與反相疇界能有關。Yao等[95]對奧氏體基輕質鋼(Fe-29.8Mn-7.7Al-1.3C)中的碳化物進行了研究，指出確定碳化物的化學計量比對于理解時效態(tài)輕質鋼的應變硬化行為十分重要。他們采用3D-APT和密度泛函理論進行了研究，結果表明碳化物中的Al和C都出現(xiàn)了偏離化學計量比的現(xiàn)象。非化學計量比的存在會影響有序碳化物的反相疇界能，從而可以改變沉淀相的強化效果，因此可以通過改變碳化物的化學計量比對輕質鋼的沉淀強化效果進行調控。Yao等[87]對Fe-30.4Mn-8Al-1.2C鋼變形后組織的TEM和APT表征表明，在變形過程中位錯可切過晶內納米碳化物。當變形量累積到一定程度時，滑移帶十分密集，滑移帶中的碳化物發(fā)生破碎。在滑移帶交叉處，碳化物失去有序特征，甚至發(fā)生溶解。他們還指出，當反相疇界能較高時，位錯從切過機制轉變?yōu)槔@過機制的粒子臨界半徑減小。同時，由于晶內碳化物的尺寸分布并不均勻，也不排除Orowan (繞過)機制的存在。

如前所述，近年來研究者們通過在輕質鋼中加入其他合金元素，引入了不可切過的沉淀相，可使材料的應變硬化能力增加。典型的例子是通過添加Ni在輕質鋼中引入有序的B2相。Wang等[62]采用多成分復相鋼(compositionally complex steel，CCS)的概念，設計了Fe-26Mn-16Al-5Ni-5C鋼，在合金中同時引入可切過的納米碳化物和不可切過的B2相。采用低角度環(huán)狀暗場掃描透射電鏡(LAADF-STEM)成像技術，對材料的變形組織進行了表征，如圖4[62]所示。

圖4

圖4多成分復相鋼(CCS)的變形組織(應變?yōu)?.5%)[62]

Fig.4Deformed microstructures of the compositionally complex steel (CCS) at 1.5% strain[62]

(a) LAADF-STEM image showing the dislocations (in bright contrast)

(b, c) zoom-in image of the marked region in Fig.5a (b), dislocations are highlighted by the blue arrows, austenite (γ) matrix andκ-cabide are identified by fast Fourier transform (FFT) patterns, and B2 phase is detected by EDS maps (c). Dislocations cut throughγmatrix andκ-carbide, whereas the bypassing mechanism is shown for the B2 phase

圖4a[62]示出了在800℃退火的模型鋼變形1.5%時的顯微組織。快速Fourier變換(FFT)結果確定了κ碳化物的存在(圖4b[62])，EDS結果說明B2相具有富Ni富Al的特征(圖4c[62])。雙納米沉淀相使材料具有超高的比強度(260 MPa/(cm3·g))，同時還具有良好的塑性。由于納米級碳化物粒子與奧氏體呈共格關系，兩相變形時具有良好的協(xié)調性，因此不容易產生裂紋。而B2相可以釘軋位錯，導致局部應變硬化。在B2相粒子處塞積的位錯可導致長程背應力，從而對應變硬化有進一步的貢獻，使材料獲得了良好的塑性。需要指出的是，當含Ni輕質鋼的強度非常高時(屈服強度為1380~1680 MPa，抗拉強度為1480~1700 MPa)，材料的屈強比很高(0.93~0.99)[14,61,65]，不利于其實際的成形應用。因此，如何降低材料的屈強比是開發(fā)含Ni超高強鋼需要解決的問題。

6輕質鋼的組織設計與性能調控

6.1異質結構的變形行為

由表1[3,7,12,16,23,30,42,87]可見，與其他輕質鋼相比，文獻[12]中的Fe-25.7Mn-10.6Al-1.2C鋼在強度顯著提升的同時呈現(xiàn)出良好的塑性。實驗用鋼強度的提升源自于奧氏體晶內存在細小彌散的κ相(圖5b[12])與晶界碳化物的共同強化作用。另一方面，該輕質鋼中的奧氏體呈現(xiàn)異構組織特征，其組織內部同時存在形變組織和再結晶組織，如圖5a[12]所示。這種獨特的形變/再結晶共存組織所引入的異構強化效應同樣對該實驗用鋼的強韌化起到了重要的作用。

圖5

圖5Fe-25.7Mn-10.6Al-1.2C鋼的顯微組織[12]

Fig.5Misrostructures of Fe-25.7Mn-10.6Al-1.2C steel[12]

(a) EBSD characterization of theγmatrix, recry-stallizaed microstructure being illustrated by the red arrows

(b) dark-field TEM image of intragranularκ-carbide in the recrystallized grain

在異構材料中，存在著“軟區(qū)”和“硬區(qū)”，這種“軟”和“硬”的差異可源于微觀組織、晶體結構以及化學成分上的差異。由于這些差異的存在，在變形過程中軟區(qū)內會更多地累積幾何必需位錯，進而產生很強的異質變形(hetero-deformation induced，HDI)硬化效應[96,97]。在Fe-25.7Mn-10.6Al-1.2C輕質鋼中，再結晶區(qū)的晶粒細化、未再結晶區(qū)的變形組織以及碳化物沉淀強化均能夠對提高合金的強度作出貢獻。而在變形過程中，再結晶/形變組織間的形變不相容性導致了應變配分，整體上提高了材料的應變硬化能力，同步提升了材料的強度和塑性。以上結果表明，異構組織(形變/再結晶或晶粒尺寸差異)的引入可與多尺度沉淀相協(xié)同作用實現(xiàn)對輕質鋼的復合強化，并改善其塑性，這為輕質鋼的組織和性能調控提供了新思路，值得深入研究和探索。

6.2雙相組織變形過程中的應變分配

在雙相鋼中，由于兩相性質的不同，在宏觀應力下各相呈現(xiàn)出不同的變形行為，這會導致在宏觀變形條件下各相的微觀應力、應變存在明顯的差異，各相之間通過應力-應變協(xié)調以適應宏觀的應力和應變。深入了解宏觀變形過程中雙相或多相材料各組成相的變形行為，并定量分析各相之間的應力-應變配分情況，對理解材料的變形行為和硬化機理十分必要。魏興等[98]針對鐵素體-馬氏體雙相鋼，基于變形機制建立了物理模型，綜合考慮晶粒尺寸和相體積分數(shù)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-應變配分，并提出了雙相鋼中晶粒尺寸和相體積分數(shù)控制的原則。Latypov等[99]采用有限元法對中錳鋼中的TRIP和TWIP效應進行了組織模擬。結果表明，變形過程中的應力集中呈傳遞特征：在低應變時，變形首先在奧氏體中進行，奧氏體中的TRIP和TWIP效應引起應變硬化，使應力集中向鐵素體傳遞。這種傳遞對實驗用鋼優(yōu)良的力學性能作出了貢獻。

在奧氏體基Fe-Mn-Al-C雙相輕質鋼中，影響雙相鋼性能的主要因素有鐵素體相的性質、相比例、各相的晶粒尺寸、合金元素在各相中的配分及析出相等。這類輕質鋼中Mn含量的范圍比較寬，因此不同輕質鋼的組織構成和變形行為的差異也比較大。對Fe-20Mn-9Al-0.6C雙相輕質鋼的研究[23]表明，在變形的初始階段，奧氏體的強度低于鐵素體，因此奧氏體承擔更多的變形。然而，因奧氏體的應變硬化能力比鐵素體強，隨著變形的進行，2者的強度差異逐漸縮小。在變形過程中，奧氏體控制著材料的應變硬化行為。需要指出的是，目前并沒有系統(tǒng)定量地研究分析不同相獨立的變形能力與宏觀力學行為的相關性。輕質鋼兩相變形過程中的應力-應變配分對材料的變形行為有重要的影響，但是相關的研究工作目前還很有限。

通過實驗表征與模擬仿真相結合的方式可實現(xiàn)對Fe-Mn-Al-C雙相輕質鋼微觀變形行為的深入揭示。晶體塑性有限元法(crystal plasticity finite element method，CPFEM)是近年來發(fā)展的能夠在細觀尺度下描述材料塑性變形的先進有限元分析法。該方法將多相材料塑性變形的物理機理和傳統(tǒng)有限元法所具有的受力平衡與變形協(xié)調有機結合，可準確獲知晶粒內部任意一點的局部力學響應與局部物理參量，包括應力-應變狀態(tài)及各相體積分數(shù)和各相受力狀態(tài)下的變化[100,101]。應用晶體塑性有限元法可準確描述各相之間的應力-應變配分，預測雙相或多相材料動態(tài)變形過程中的總體本構關系以及微觀組織演變。因此，在雙相輕質鋼變形行為的理論分析和數(shù)值模擬等方面仍有如下研究工作有待開展。

目前缺少對于雙相輕質鋼微觀組織本征性能與宏觀本構之間的相關性的研究，而這是研究雙相輕質鋼應力-應變分配的基礎。通過采用納米力學測試(納米壓痕、微柱壓縮)、微觀尺度表征(原子力顯微鏡、3D激光共聚焦)等實驗檢測技術明確各組成相精確力學屬性，并結合量綱分析法、有限元模擬等理論仿真技術可實現(xiàn)對微觀變形行為的進一步模型化理論分析。

對雙相輕質鋼變形過程中的應力-應變配分行為進行多尺度實驗表征(原位EBSD、宏觀DIC、微觀DIC、ECCI)，并結合跨尺度的高通量計算(第一性原理計算、分子動力學、位錯動力學以及晶體塑性有限元等)，從而為雙相輕質鋼的組織性能調控提供更完善的依據(jù)。

雙相輕質鋼在實際應用中可能面臨更為復雜的服役條件，因此有必要通過完善并拓展傳統(tǒng)的力學本構方程，以實現(xiàn)對不同應力狀態(tài)、應變速率、環(huán)境溫度下材料的應力-應變配分行為的多尺度力學模擬，從而為雙相輕質鋼在復雜服役條件下的應用提供理論指導。

7總結與展望

在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中，Mn、Al以及C含量均較高。目前，工業(yè)界已經(jīng)在輕質鋼的制備與加工方面有所突破。為拓展輕質鋼的實際應用領域，仍需要進一步對其進行深入的基礎研究。應采用實驗研究、理論分析與計算模擬相結合的方法，對其合金成分進行優(yōu)化，對顯微組織進行設計，并對變形的微觀機制做深入的研究。為使輕質鋼真正能夠從實驗室走向工業(yè)應用，在輕質鋼的可成形性、可焊接性及其他服役性能等方面應積累足夠的數(shù)據(jù)，為實際應用奠定良好的基礎。

7.1輕質鋼的合金設計

在輕質鋼中提高Al含量，可以提高減重潛力。但是，Al的添加會使鋼材的彈性模量降低，使具有相同幾何形狀的構件的剛度減小。因此，Al含量應控制在一定的范圍內。

在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中復合添加多種微合金元素，使材料的綜合性能調控有更大的空間。應系統(tǒng)開展合金元素對輕質鋼中析出相的性質及析出動力學影響的研究，綜合利用計算模擬和微觀組織的精細表征方法，分析研究各種元素在奧氏體和析出相之間的配分，揭示合金元素對析出相析出行為的影響規(guī)律，明確合金元素及微合金元素對Fe-Mn-Al-C低密度鋼顯微組織的影響，為合金的性能調控提供依據(jù)。

在鋼的基體中原位生成高彈性模量的TiC、VC和TiB2等硬質顆粒不僅可以提高合金的強度，還可對Al引起的彈性模量降低起到一定的補償作用。顆粒增強輕質鋼復合材料的開發(fā)也是一個研究方向。

7.2輕質鋼的微觀結構設計及控制

κ相或B2 (D03)相在提升Fe-Mn-Al-C輕質鋼的力學性能方面可起到重要的作用。晶內κ相和晶界κ相、B2/D03相的形成條件、相間的交互作用以及如何調控有序相的形貌、尺寸及分布情況都需要進行深入的研究。不同析出相與奧氏體/鐵素體間的界面類型及其對材料性能的影響也需要得到重視。添加不同的合金元素有可能對κ相的性質產生影響，當合金中還含有微合金元素的析出相時，對復合析出相強化的作用有必要進行進一步的研究。如何有效地利用這些析出相提升材料的服役性能尤其值得關注。

一般地，含有晶內κ碳化物的輕質鋼具有優(yōu)良的強塑性組合，但是在材料的強度得到提高后，應變硬化能力不足。如何在進一步提高強度的同時提高材料的應變硬化能力是一個需要研究的方向。應綜合利用多相、多尺度的組織設計，還可利用異構組織的設計理念對微觀組織進行調控，從而進一步提高材料的綜合性能。

7.3輕質鋼變形機制的定量分析

輕質鋼變形過程中的微觀組織演變比較復雜，其變形的微觀機制也與其他鋼鐵材料和有色金屬材料不盡相同，變形過程中組織演變原位或準原位觀察方面的工作尚需加強。同時，應對含有不同類型析出相的輕質鋼的應變硬化行為進行對比和分析，明確應變硬化的微觀機制。

在雙相輕質鋼中，各相之間的協(xié)調十分重要。雙相鋼中各相的性質不同會在變形過程中引起相間的應力-應變分配，從而影響輕質鋼的變形行為。目前，對雙相鋼變形機制的研究還不夠深入。輕質鋼中可能出現(xiàn)α鐵素體、δ鐵素體或2者兼而有之。為了更精準地描述輕質鋼的微觀變形過程，需要通過理論和實驗定量分析組成相各自的本構關系，為輕質鋼的微觀變形行為研究提供更為準確的模型參數(shù)和理論依據(jù)。應將組織表征與晶體塑性有限元模擬結合，對材料變形過程中兩相中的微觀應力和應變分配進行分析，揭示輕質鋼變形過程中力學行為的變化規(guī)律，對性能進行預報，為雙相輕質鋼的組織設計提供依據(jù)。

7.4輕質鋼的成形和服役性能研究

為推進輕質鋼的應用，還有許多成形性能方面的研究工作需要進一步進行。對于汽車用鋼，需要考查材料的沖擊性能和成形性能如擴孔性能和彎曲性能等，研究材料的高應變率變形行為，構建變形過程的本構方程。

對于一般的高強鋼，當C含量過高時，焊接性能和成形性能均會惡化，因此碳當量是衡量鋼鐵材料焊接性優(yōu)劣的依據(jù)。但是在Fe-Mn-Al-C輕質鋼中，形成的碳化物與在常規(guī)高強鋼中的碳化物并不相同，因此片面強調碳含量并沒有實際意義，應對Fe-Mn-Al-C輕質鋼焊接性的影響因素作出新的定義。

除了應用于一般的結構件，F(xiàn)e-Mn-Al-C輕質鋼還有許多潛在的應用領域，其高硬度、高耐磨性、良好的耐腐蝕性能、高溫性能及抗蠕變性能均應得到足夠的重視。為拓展輕質鋼的應用領域，如軍事、其他交通運輸業(yè)和建筑行業(yè)等，應對其蠕變性能、疲勞性能、抗氫脆性能及抗氧化行為進行深入的研究。