目前汽车领域面临的主要挑战包括提高燃油效率、减少温室气体排放和提高汽车碰撞安全性。汽车若能大量使用低密度高强钢实现轻量化，可有效解决上述问题^[1]。现有关于低密度钢的研究，一般是通过Al合金化来降低汽车钢的密度。钢中每添加1%Al (质量分数)，质量密度可下降1.3%^[2]，但钢中Al含量的增加会导致强度或塑性的损失^[3]。Huang等^[4]研究发现，Fe-28Mn-(10, 12)Al-1C (质量分数，%，下同)钢中Al含量由10%增加到12%，钢中的铁素体分数由1.87%增加到9.14%，导致其断后延伸率由45.1%降至13.4%。Sutou等^[5]研究发现，Fe-20Mn-(11, 12)Al-1.8C-5Cr钢中Al含量由11%增加到12%时，钢中高温δ铁素体的形成使得其抗拉强度和断后延伸率分别由1192 MPa和29%降至1148 MPa和1.6%。Chen等^[6]发现Fe-30Mn-10Al-2C钢经固溶+时效处理后，κ-碳化物在奥氏体晶界析出并长大为片层状，导致其断后延伸率降至3%以下。为了提升低密度钢的强度和塑性，Kim等^[7]采用Al + Ni复合添加的手段开发出Fe-16Mn-10Al-0.86C-4.9Ni钢，其比抗拉强度(抗拉强度/密度，SUTS)和断后延伸率达到227 MPa·cm³/g和20.3%；高的比抗拉强度归因于金属间化合物B2类型NiAl相的析出；但是大量Ni的添加大幅提高了合金的密度和成本。

降低密度或提高强度可提升低密度钢的比强度，但会导致塑性大幅降低，如何通过经济的手段同时提升比强度和塑性是低密度钢研究的难点。本工作拟通过提高Fe-Mn-Al-C钢中Al、C元素的含量并调控Al / C元素配比，在降低材料密度的同时得到单相奥氏体基体组织；采用Cr合金化抑制κ-碳化物在晶界的析出，以期保证材料塑性并提高材料比强度。

实验用新型高强奥氏体低密度钢的化学成分为Fe-30.1Mn-11.0Al-1.34C-4.61Cr。真空感应炉熔炼后获得约30 kg铸锭，在1200 ℃均匀化4 h后锻造成尺寸为120 mm (长) × 80 mm (宽) × 40 mm (厚)的板坯，终锻温度950 ℃。锻坯在1200 ℃均匀化处理2 h，经6道次热轧至6 mm，终轧温度为950 ℃，总热轧压下量为85%。热轧板在1050 ℃固溶处理0.5 h后空冷至室温，进行酸洗和冷轧。冷轧压下量分别设定为35%和75%，所得冷轧板分别记为35CR和75CR。上述冷轧钢在450 ℃时效1.5 h后空冷至室温，分别记为35CR-T和75CR-T。另外，将75CR冷轧钢在925 ℃退火10 s后水冷至室温，然后在450 ℃时效1.5 h，空冷至室温，获得样品记为75CR-AT。所制备钢的密度通过排水法测得为6.50 g/cm³。

在钢板上沿轧向切取25 mm标距的拉伸试样，机械磨光后在WDW-200D型万能试验机上以1 × 10^-3 s^-1的应变速率进行室温单向拉伸测试。采用D8 Discover A25X射线衍射仪(XRD)、PHI 710电子背散射衍射仪(EBSD)、JEM-2200FS透射电子显微镜+能谱仪(TEM + EDS)、Titan ETEM Themis环境气氛球差校正电子显微镜(ETEM)等进行样品表征。XRD和EBSD样品经机械磨抛后在20% (体积分数)高氯酸酒精溶液中电解抛光；TEM样品经机械减薄至50 μm后，冲压成直径3 mm的圆片，之后在-20 ℃下5% (体积分数)高氯酸酒精溶液中进行电解双喷。

低密度钢板在冷轧和热处理后的工程应力-应变曲线如图1a所示。表1总结了该钢在各种加工条件下的屈服强度(YS)、比屈服强度(SYS)、抗拉强度(UTS)、SUTS和总延伸率(TE)。对比可以看出，随冷轧压下量由35%增加至75%，冷轧样品的屈服强度和抗拉强度显著增加，但塑性从20.4%大幅降低至5.4%，呈现显著脆性，这是因为冷轧引入大量位错等缺陷使得强度显著增加，且压下量越大强化越显著，但塑性恶化严重。35CR和75CR样品在450 ℃时效后，屈服强度和抗拉强度增加，总延伸率显著降低。尤其是75CR-T样品，虽然比屈服强度高达320.8 MPa·cm³/g，但塑性只有2.3%；相比之下，35CR-T比屈服强度降低至211.5 MPa·cm³/g但塑性大幅改善至15.6%。冷轧退火后的时效样品75CR-AT与35CR-T比强度相当但塑性更高，塑性改善至21.5%。图1b对比了实验用钢与文献[5,7~19]报道的其他Fe-Mn-Al-C低密度钢的比屈服强度和总延伸率。可以看出，本工作开发的新型高强奥氏体低密度钢在未添加Ni等昂贵合金元素的条件下，可以获得193.9~320.8 MPa·cm³/g范围的比屈服强度和2.3%~21.5%范围的塑性，尤其是75CR-AT样品，其比屈服强度和塑性达到了210.0 MPa·cm³/g和21.5%，综合力学性能超过了目前几乎已知的低密度钢，说明本工作设计的实验用钢有较大应用潜力。

图2为所得各样品的EBSD相分布图和晶粒参考取向差(grain reference orientation deviation，GROD)图。GROD图可以评估研究样品中奥氏体的再结晶晶粒分数，其中GROD为0°~2°的区域代表完全再结晶的晶粒^[20,21]。根据EBSD检测结果统计得到的相分数、奥氏体尺寸和再结晶晶粒分数如表2所示。可以看出，各样品组织以奥氏体为基体，含有少量的铁素体(< 8%)。随冷轧压下量从35%增加至75%，缺陷密度逐渐增大，同时奥氏体平均晶粒尺寸由6.51 μm减小到1.48 μm。此外，35%冷轧样品在450 ℃时效后其奥氏体晶粒尺寸和再结晶晶粒分数基本无变化，说明时效未发生再结晶；而75%冷轧样品时效后再结晶晶粒分数有所提高，说明大压下量冷轧导致局部应变集中区域在时效时发生了有限的再结晶；但经925 ℃退火10 s后，再结晶晶粒分数提升至98.6%。且奥氏体晶粒的平均尺寸依然细小，只有1.65 μm，因此引入的高温短时退火使得冷轧奥氏体完全再结晶并获得细小晶粒。

图3a和c分别为35CR-T和75CR-AT样品显微组织的TEM明场像。可以看出，35CR-T中奥氏体晶内存在明显的位错结构，即微带(microbands)，说明该样品未发生完全再结晶，这与EBSD结果一致(表2)；冷轧时产生大量位错，而时效时经过一定回复形成这些位错结构。75CR-AT样品由于在高温退火时发生了完全再结晶，因此没有发现位错。图3b和d分别是35CR-T和75CR-AT样品中析出相形貌的TEM明场像和暗场像。κ-碳化物均在2者晶内析出，未发现晶界κ-碳化物。35CR-T样品中的κ-碳化物尺寸和面积分数分别为17.02 nm和1.95%；75CR-AT样品中的κ-碳化物尺寸和面积分数分别为9.26 nm和6.07%。对比可以看出，再结晶退火+时效处理促进了更多、更细小的κ-碳化物在晶粒内析出。

通过CR-T和CR-AT 2种工艺路径都可以制备出比屈服强度> 210 MPa·cm³/g、总延伸率> 15%的高强度高塑性低密度钢。但是2者的晶粒尺寸、位错密度和κ-碳化物的尺寸和面积分数均存在明显区别。基于此，量化细晶强化、位错强化和沉淀强化对各自屈服强度的贡献才能澄清这2个样品的强化机理。

细晶强化增量(Δσ_g)通过Hall-Petch公式进行计算^[22]：

式中，d为平均晶粒尺寸；k_y为Hall-Petch常数，取0.12 MPa/m^{1/2 [22]}。由表2可知，35CR-T和75CR-AT样品中奥氏体的平均晶粒尺寸分别为6.02和1.65 μm。带入 式(1)中计算可得，35CR-T样品和75CR-AT样品的细晶强化增量分别为49和94 MPa。

在奥氏体低密度钢中，位错强化增量(Δσ_d)可通过下式进行估算^[23]：

式中，M为Taylor因子，取3.06；α为常数，取0.23；G为剪切模量，取85.0 GPa；b为Burgers矢量模，取0.26 nm^[23]；ρ_ds为位错密度，由下式进行计算^[24]：

式中，μ为单位长度，取10^-5 m^[24]；θ为EBSD测得的核平均取向差(kernel average misorientation，KAM)，35CR-T和75CR-AT的KAM分别为0.98°和0.47° (图4a和b)，代入数据计算得2者位错强化增量分别为404和281 MPa。

在奥氏体低密度钢中，沉淀强化增量(Δσ_p)在屈服强度中占主导地位，主要沉淀相为κ-碳化物。位错以剪切形式作用在κ-碳化物上时，Δσ_p可分为2部分：一是共格应变强化增量(Δσ_coh)，这一强化增量来源于κ-碳化物与奥氏体γ之间的晶格错配；二是κ-碳化物和奥氏体γ之间剪切模量不同带来的强化增量Δσ_mod，计算如下^[25]：

式中，f和r分别为κ-碳化物的体积分数和平均半径；α_ε 和m均为常数，分别取2.6和0.85^[25]；G_γ 为奥氏体(γ)的剪切模量，取66.2 GPa；ΔG为κ和γ之间剪切模量的差值，取23.8 GPa；ε_c为晶格错配度，通过下式进行计算^[25]：

式中，α_γ 和α_κ 分别为奥氏体和κ-碳化物的晶格常数，其计算公式为：

式中，a为晶格常数，δ为(220)晶面对应衍射峰的衍射角。奥氏体基体和κ-碳化物的(220)晶面对应衍射峰的拟合曲线如图4c和d所示。λ为X-射线的波长(0.15406 nm)；h、k、l为晶面指数。据此可以计算出35CR-T和75CR-AT中沉淀强化增量分别为546和740 MPa。

图5对比了以上计算得出的各种强化方式对35CR-T和75CR-AT样品屈服强度的贡献值。计算得到3种强化方式对以上2种样品的贡献之和分别为999和1115 MPa，再考虑到还有高浓度C、Mn、Al的固溶强化贡献(这部分与析出强化相斥且难以量化)，则总强化增量接近各自的实际屈服强度。35CR-T样品可量化的细晶强化和沉淀强化增量分别为49和546 MPa，低于75CR-AT样品的94和740 MPa；但前者的位错强化增量较后者高了123 MPa，同时由于后者更高的C、Mn、Al析出κ-碳化物强化而固溶强化低于前者，所以综合各强化机制导致2者的屈服强度相似。

35CR-T和75CR-AT样品均表现出超高的比强度，但是后者的总延伸率比前者高5%。为了分析2者的塑性变形机制，采用中断拉伸结合TEM表征的方法探究了2者拉伸变形过程中的显微组织演变。图6是75CR-AT和35CR-T样品中断拉伸至真应变0.02、0.08、0.11和0.20后显微组织的TEM明场像。对于75CR-AT样品，拉伸变形前奥氏体已经完全再结晶，在奥氏体晶粒内没有观察到位错(图3c)；拉伸过程中形成的位错沿不同的方向进行平面滑移。在拉伸变形至0.02真应变时，只观察到一个方向的平面滑移位错(图6a)；随真应变增加至0.08、0.11和0.20，依次形成Taylor晶格(图6b)、高密度位错墙(图6c)和微带(图6d)。另外，微带上位错的交滑移能够有效泯灭位错，抑制应变局部化的发生，提高材料的塑性^[26,27]。由于塑性变形过程位错交滑移和各种位错结构的形成，75CR-AT样品在1365 MPa的高屈服强度下仍有21.5%的塑性。

对于35CR-T样品，由于未发生再结晶，在变形前奥氏体内就已经有位错形成的交叉的微带(图3a)，因此位错的增殖能力有限^[28]。随着拉伸变形的进行，新产生的位错穿过微带进行平面滑移，形成平面位错滑移痕迹^[29]。在拉伸变形至0.02真应变时，平面位错滑移痕迹之间的间距为1.42 μm (图6e)；随真应变增加至0.08和0.11，平面位错滑移痕迹逐渐增多，晶内平面滑移痕迹之间的间距逐渐降低至0.72和0.29 μm (图6f和g)，并最终在未形成其他位错亚结构前就断裂。这是因为变形前奥氏体中存在的微带占据了一定的滑移方向，导致35CR-T样品内拉伸变形时位错进行平面滑移的方向受限，因此在尚未形成Taylor晶格等多滑移方向对应的位错亚结构^[15,30]时就由于位错增殖能力缺失而发生断裂。

(1) 开发出一种新型含Cr高强奥氏体低密度钢，密度为6.50 g/cm³，经冷轧+时效(CR-T)和冷轧+退火+时效(CR-AT)制备出的35CR-T和75CR-AT 2种样品的比屈服强度和总延伸率分别达到211.5 MPa·cm³/g、15.6%和210.0 MPa·cm³/g、21.5%，2种制备工艺均可获得超高比强度和优良塑性。

(2) 冷轧时效钢35CR-T主要是由未再结晶组织中的高密度位错提供强化，而冷轧退火时效钢75CR-AT由于发生完全再结晶获得了细小晶粒和更多、更细小的κ-碳化物，因而细晶强化和析出强化更高，但固溶强化降低；综合起来导致2者屈服强度相当。

(3) 75CR-AT样品中的再结晶奥氏体内位错增殖能力强，可在拉伸变形时依次形成平面滑移位错、Taylor晶格、高密度位错墙和微带等位错亚结构；35CR-T样品未再结晶奥氏体内已经存在微带，限制了其拉伸变形过程中多种位错亚结构的形成，因此比前者的拉伸塑性更低。