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0 前言
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在汽车工业节能环保与高安全性的双重目标下，Fe-Mn-Al-C 低密度钢因其具有高强度、高塑性、耐蚀性以及巨大的减重潜力等优点，成为当下汽车行业的首选材料之一，引起了国内外材料工作者的广泛关注[1-4]。众所周知，冷轧态钢板目前广泛应用于车身整体框架中，以满足汽车行业对强度、安全等方面的要求。然而在使役过程中，失效大多数源自于冷轧态钢板表面，因此钢板表面的结构和性能直接影响汽车的全寿命周期和安全性[5-7]。研究表明，表面纳米化可有效提高金属材料的综合力学性能和使役行为[8-10]。严重塑性变形是实现表面纳米化的重要途径之一，目前常见的主要有表面机械研磨[11]、高能喷丸[12]、超声表面轧制[13]、超音速微粒轰击（SFPB）[14]等。经冷轧变形后，Fe-Mn-Al-C 低密度钢的强度和硬度得到大幅提升，因此需要更为剧烈的塑性变形方式才能实现表面纳米化[15]。 SFPB 是一种利用超音速气流携带硬质固体微粒以极高的动能轰击材料表面，使表面通过严重塑性变形的方式实现纳米化，具有强化效率高、固体微粒重复利用、操作简单方便等优点，可用于形状复杂、尺寸较大的金属构件，有望在工业上得到广泛应用[14，16-17]。近年来，多种金属材料通过 SFPB 技术使其综合力学性能得以改善。例如：MA 等[18]利用 SFPB 技术成功在 1Cr18Ni9Ti 奥氏体不锈钢实现了表面纳米化，表层金属发生了形变诱导马氏体相变，表面硬度显著提高的同时提升其耐磨性；YANG 等[19]对 18Cr2Ni4WA 钢进行了不同时间的 SFPB 处理，表面粗糙度随冲击时间的延长先增大后减小，表层晶粒被明显细化，SFPB 处理 240 s 后，形成了厚度约为 93.2 μm 的纳米晶层，表面硬度可达 487 HV；GAO 等[20]采用 SFPB 技术在 CuW70 合金表面成功制备出了梯度纳米结构，表层形成了随机取向的纳米晶，当气体压力为 0.5 MPa，冲击时间为 60 min 时，纳米晶层厚度为 21 μm；本文前期研究结果也证实了 SFPB 技术能将固溶态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢表层晶粒细化至 9.16nm，抗拉强度和屈服强度分别提升了 27%和 51.4%[21]； 还可使 300M 钢[22]、TC11[23-24]、Ti80[25]等金属材料的力学性能及耐蚀性得到明显提升。
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然而，Fe-Mn-Al-C 低密度钢作为第三代汽车轻量化用钢的首选材料之一，鲜有文献报道 Fe-Mn-Al-C 低密度钢表面纳米化的微观组织和力学性能，关于 SFPB 技术对冷轧态 Fe-Mn-Al-C 低密度钢表面形貌、微观组织和力学性能的影响规律更不明朗。因此，本文拟采用 SFPB 技术对冷轧态 Fe-Mn-Al-C 低密度钢进行表面纳米化处理，探讨 SFPB 工艺参数对其表面完整性、微观结构演变和力学性能变化的规律，揭示 SFPB 技术对其微观组织和力学性能的影响机制，优化出与最佳组织性能匹配的 SFPB 工艺参数，为其在汽车行业的生产和应用提供理论依据和试验支撑。
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1 材料与方法
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采用真空感应熔炼炉制备化学成分为 Fe-28Mn-8Al-1C（wt.%）的低密度钢（密度为 6.82 g / cm3）。将铸锭加热到 1 200℃保温 2 h，热锻成横截面为 100 mm×100 mm 的锻坯，然后进行 1 000℃保温 1 h 的固溶处理，水冷至室温。使用 LG-300 型三相异步二辊轧机对其进行变形量为50 %的冷轧处理，线切割如图1 所示的拉伸试样，然后在室温下使用平均直径约为 40 μm 的 Al2O3 颗粒对其进行不同冲击时间（30、60、90、120、150 s）、不同气体压力（0.5、1.0、1.5 MPa）的 SFPB 处理，冲击方式为双面冲击，载流气体为空气，喷射距离为 30 mm，喷射角度为 90°。
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SFPB 处理后使用 Nanovea HS1000P 三维表面形貌仪对试样进行表面粗糙度测试，采用 JSM-IT100 扫描电镜（SEM）观察试样表面形貌，加速电压 20 kV。截取不同状态试样的标距段，对横截面进行磨削，抛光，然后用 1gFeCl3+10mlHCl+ 10mlH2O 溶液进行蚀刻，用 JSM-IT100 扫描电镜 （SEM）观察横截面的微观组织形貌，并对横截面进行平面氩离子抛光，然后使用 JSM 7200F 型扫描电子显微镜集成的 EBSD 系统对其进行表征。同时，在冲击后的中心区域用线切割方法切取 1 mm 厚的薄片，机械减薄至 60 μm，然后冲出 3 mm 的圆片在 Gatan 691 离子减薄仪上减薄至穿孔。采用 JEM-2100 透射电镜（ TEM）对冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的表层及次表层微观结构进行观察，电子加速电压为 200 kV。借助 D8 ADVANCE 型 X 射线衍射分析仪对不同 SFPB 参数处理后的试样进行物相分析，采用 Cu-Kα 射线，加速电压 40kV，采用步进扫描模式，步长 0.02°，扫描范围 30°～100°。采用 MH-3 型显微硬度计测量试样横截面的显微硬度，载荷及加载时间分别为 0.98 N 和 10 s。采用 Instron 5587 型拉伸试验机进行拉伸性能测试，拉伸速度为 0.5 mm / min，利用 JSM-IT200 型扫描电子显微镜进行断口形貌分析。
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图1 冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的拉伸试样尺寸（厚度：1 mm）
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Fig.1 Dimensions of tensile specimen of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel (thickness: 1 mm)
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2 结果与讨论
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2.1 表面形貌及粗糙度
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图2 和图3 为不同气体压力和冲击时间 SFPB 处理后的冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的表面形貌和粗糙度。从图2a 中可以看出，SFPB 处理前试样表面较为光滑，仅存在抛光痕迹，表面粗糙度Sa 为 0.557 μm。经 SFPB 处理后，表面粗糙度显著增加，如图3 所示。其原因在于 SFPB 处理过程中，高能高速 Al2O3 微粒冲击试样表面，原有的抛光痕迹被大量冲击坑以及重复轰击形成的蜂窝状凹坑所覆盖；此外，冲击坑周围的金属材料发生塑性流动，在其周围发生堆积，使得试样表面变得粗糙、凹凸不平。图2b～2f 为 SFPB 气体压力为 1.0 MPa 时，分别经过 30、60、90、120 和 150 s 处理后的表面形貌。在一定的气体压力下，冲击时间显著影响 SFPB 的覆盖率[26-27]。当冲击时间为 30 s 时，覆盖率相对较小，试样表面的冲击坑和蜂窝状的凹坑明显可见（图2b），表面粗糙度 Sa 增加到 6.856 μm。随着冲击时间的延长，Al2O3 微粒的覆盖率增加，以至于在较短时间内形成的堆积和凸起被二次冲击，此时试样表面变得相对平整，表面起伏降低，而且逐渐产生加工硬化效应，使得后续的冲击只能使表面发生轻微的塑性变形。因此，延长冲击时间使得试样表面粗糙度降低并趋于稳定，这与 YANG 等[28] 对 TC17 高能喷丸的研究结果一致。然而，当冲击时间增加到 150 s 时，由于试样表面加工硬化程度严重，导致塑性变形更加困难，产生应力集中现象，使得裂纹萌生并扩展（图2f），因此表面粗糙度也增大到 5.858 μm。
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图2 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的表面二维形貌和三维形貌
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Fig.2 2D and 3D surface morphology of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel treated by SFPB under different conditions
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图3 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn8Al-1C 低密度钢的表面粗糙度
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Fig.3 Surface roughness of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel after SFPB under different conditions
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图2g 和图2h 为冲击时间 60 s，气体压力分别为 0.5 MPa 和 1.5 MPa 的表面形貌。当气体压力为 0.5 MPa 时，气体压力较小，试样表面凹凸不平，可看到重复冲击出现的蜂窝状凹坑以及堆积，表面粗糙度 Sa 达到了 5.625 μm。随着气体压力的增大， Al2O3 微粒的动能增大，使得塑性变形程度增大。在较短时间内形成的表面特征被持续撞击，进一步发生变形，当时间达到 60 s，形成的堆积和凸起逐渐消失。因此，1.0 MPa 时表面比 0.5 MPa 时更加平坦，表面粗糙度降低。值得注意的是，当气体压力增大到 1.5 MPa 时，试样表面不仅变形程度增大，同时出现了微裂纹（图2h），导致表面粗糙度 Sa 由 1.0 MPa 时的 4.091 μm 增大到 1.5 MPa 时的 5.728 μm。因此，选择合适的冲击时间及气体压力能够获得较好的表面完整性。
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2.2 微观组织形貌
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2.2.1 SEM 观察
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图4 为不同条件下 SFPB 处理前后的冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的 SEM 微观组织形貌。 SFPB 处理前，冷轧使得低密度钢微观组织呈现为沿轧制方向拉长的变形晶粒，如图4a 所示。经过 SFPB 处理后，表层组织在高能高速 Al2O3 微粒的作用下发生高应变速率的塑性变形，原始的晶粒被显著细化导致晶界无法分辨。在气体压力为 1.0 MPa，冲击时间为 30 s 时，塑性变形层深度约 9 μm，如图4b 所示。随着 SFPB 时间的增加，变形程度逐渐增强，变形层的深度逐渐增大[29]。SFPB 处理 150 s 后，塑性变形层的深度可达 16 μm（图4f）。另外，当 SFPB 冲击时间同为 60 s 时，随着气体压力的不断增大，Al2O3微粒携带的动能也随之增大，塑性变形层的深度由 0.5 MPa 时的 8 μm（图4g）增加到 1.5 MPa 时的 11 μm（图4h）。随着与表面距离的增加，冲击能量逐渐衰减，应变量和应变速率逐渐减小，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢晶粒细化和变形程度逐渐减小，因此其芯部仍保持着冷轧后的微观组织形态。同样地， LIU[30] 在 18Cr2Ni4WA 钢的 SFPB 处理中也观察到了类似的组织结构。
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图4 经不同条件 SFPB 处理后 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢横截面的 SEM 组织形貌
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Fig.4 SEM images of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel after SFPB under different conditions
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2.2.2 TEM 观察
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图5 为不同条件下 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢表层的 TEM 图像。未经 SFPB 处理前，Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢微观组织经过冷轧变形 50%后，产生大量位错，形成位错缠结和滑移带，如图5a 所示。图5b 为 1.0 MPa 时，SFPB 处理 60 s 的明场像，清楚的看到晶粒被严重碎化，晶界无法分辨，相应的选区电子衍射（Selected area electron diffraction，SAED）图呈现连续环状，如图5b 中插图所示，在 300M 钢[22]和 1Cr18Ni9Ti 不锈钢[18]的 SFPB 研究中也出现了类似的衍射环，表明此处晶粒已经被细化至纳米量级，且晶粒取向随机分布。图5d 为 SFPB 处理 150 s 后的明场像，可以看出随着 SFPB 冲击时间的延长，试样表层晶粒细化效果更加明显，相应的 SAED 衍射环更加连续且清晰，如图5d 中插图所示。图5f 为气体压力增大到 1.5 MPa 时冲击 60 s 后的明场像，相比于 1.0 MPa 时相应的 SAED 衍射环也更加连续，表明晶粒细化程度更加严重。图5c、5e、5g 为相应的暗场像，通过 Nano Measurer 软件[31]对其进行统计分析，得出晶粒尺寸分布直方图 （图5c、5e、5g 中插图）并计算出平均晶粒尺寸。当冲击时间由60 s延长至150 s后，晶粒尺寸由10.53 nm 减小至 8.68 nm。当气体压力由 1.0 MPa 增大到 1.5 MPa 后，晶粒尺寸由 10.53 nm 减小至 9.85 nm。其原因是在 SFPB 处理过程中，试样表层以极高的应变速率变形，为了协调剧烈的塑性变形，会发生大量位错运动和增值，位错与位错相互作用分割晶粒，最终将晶粒细化至纳米量级。随着冲击时间的延长和气体压力的增大，塑性变形程度增大，因此晶粒细化效果更加明显。LIU 等[32]对 TC17 的表面纳米化结果也证实了这一现象，即增大气体压力或延长加工时间会导致表层纳米晶尺寸的减小。
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图5 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的表层 TEM 图像
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Fig.5 TEM images of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel’s surface layer treated by SFPB under different conditions
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图6 为不同条件下 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢次表层的 TEM 图像。高能高速的 Al2O3 微粒携带的巨大能量被试样表面吸收后，次表层受到的变形程度明显减小，相应的晶粒细化程度降低。当气体压力为 1.0 MPa，冲击 60 s 时，次表层较低的冲击能量不足以使原始的晶粒完全破碎，较低的塑性变形导致位错运动形成交叉滑移带，如图6a 所示。当冲击时间达到 150 s 时，冲击能量随着时间的延长不断累积，使得次表层的塑性变形程度增大，位错在滑移面不断塞积，所产生的背应力会导致滑移面硬化[33]。当位错塞积达到一定程度时，产生交滑移，从而形成位错胞（图6b）。当气体压力为 0.5 MPa 时，原始的滑移带间距减小（图6c）。但当气体压力增大到1.5 MPa时，相对于较低的气体压力，次表层仍存在较高的冲击能量，使得在较低气体压力下形成的平面滑移特征逐渐消失，位错大量增殖，不断发生交互作用形成位错墙和位错胞（图6d）。经 SFPB 处理后，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢微观组织由表层纳米晶到次表层的位错墙、位错胞和泰勒晶格，呈现出梯度变化的特征，其主要原因是在 SFPB 处理过程中，相应的应变量和应变速率随着与表层距离的增加而逐渐减小[34]。
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图6 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的次表层 TEM 图像
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Fig.6 TEM images of the subsurface layer of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel treated by SFPB under different conditions
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2.2.3 EBSD 结果
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通过 EBSD 对 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的梯度纳米结构进行表征，如图7 所示。从晶粒取向图（图7a）中可以看出，在高能高速 Al2O3 微粒的作用下，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢表面形成约 8 μm 的严重塑性变形（Severe plastic deformation，SPD）层，晶粒被显著细化成随机取向的纳米晶。随着与表面距离的增加，冲击能量逐渐衰减，不足以使晶粒完全细化至纳米量级，因此形成约 8 μm 的微塑性变形 （Mild plastic deformation，MPD）层。随着与表面距离的进一步增加，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢芯部组织不受 SFPB 的影响。图7b 中的局部取向差图进一步反映了经 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的塑性变形程度，从表层到芯部基体，冲击能量衰减导致塑性变形程度逐渐降低。图7c 显示了经 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的晶界分布图，红色代表小角度晶界（LAGBs，≤15°），黑色代表大角度晶界（HAGBs，＞15°），小角度晶界约为 52%，大角度晶界约为 48%，如图7c 中插图所示。在 SPD 层中，主要以大角度晶界为主，在 MPD 层中，主要为小角度晶界，其原因是具有较高层错能（Stacking fault energy，SFE）的面心立方金属，主要通过位错滑移协调变形，晶粒细化机制为“位错分割”方式[35]，根据 HIRTH[36]的热力学模型以及文献[37]中的相关参数，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢在室温下的 SFE 达到了 72 mJ / m2，在 SFPB 处理过程中，Al2O3 微粒携带的巨大能量，使得冷轧态 Fe-28Mn8Al-1C 低密度钢表层产生严重塑性变形，促进了位错运动，导致位错增殖、重排、湮灭，并发生交互作用，形成泰勒晶格、位错胞和位错墙，进而形成小角度晶界，随着位错的进一步运动，逐渐被小角度晶界吸收，取向差变大，形成大角度晶界，这些过程不断重复，最终使得冷轧态Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢表层晶粒细化至纳米量级[38]，LIU 等[39]在 17-4 沉淀硬化不锈钢的表面纳米化研究中也证实了这一机制。
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图7 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢横截面的 EBSD 组织形貌：（I）严重塑性变形（SPD）层；（II）微塑性变形（MPD）层；（III）芯部基体
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Fig.7 EBSD images of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel after SFPB: (I) Severe plastic deformation (SPD) layer; (II) mild plastic deformation (MPD) layer; (III) matrix.
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2.2.4 XRD 结果
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图8为冷轧态Fe-28Mn-8Al-1C低密度钢经过不同条件 SFPB 处理后的 XRD 衍射图谱，从图中可以看出，无新的衍射峰出现，表明在 SFPB 处理后，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢未发生相变。经过 SFPB 处理后，衍射峰的半高宽（Full width at half maximum，FWHM）明显加宽，以（111）晶面衍射峰为例，随着冲击时间的延长或气体压力的增大，半高宽的变化趋势如图8b 所示。类似现象在 ZHANG 等[40]对 2219 铝合金的 SFPB 处理过程中同样被发现，这主要是由于试样表层晶粒细化以及微观应变增加所致[41]。通过 Williamson-Hall（W-H）[42] 方法对其微观应变进行计算：
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式中，β 为试样衍射峰的 FWHM，θ 为布拉格衍射角，ε 为微观应变，K 为常数（取 0.89），λ 为 X 射线波长（取 1.540 56），D 为平均晶粒尺寸。计算得出，在气体压力为 1.0 MPa 时，随着冲击时间的增加，微观应变由未冲击前的 3.5×10−3 增加至 5.3× 10−3 （150 s）。另外，当冲击时间同为 60 s，随着气体压力的增大，微观应变则增加至 5.2×10−3 （1.5 MPa）。相应的位错密度则由平均晶粒尺寸和微观应变计算得出，如式（2）[43]所示。
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式中，表示微观应变；D 表示平均晶粒尺寸；b 表示柏氏矢量（面心立方金属，α为晶格常数）。计算结果如图9 所示，随着冲击时间的不断增加和气体压力的不断增大，位错密度不断增加。在气体压力为 1.0 MPa，冲击时间达到 150 s 时，位错密度达到 3.91×1015 m−2，相应的，在冲击时间为 60 s，气体压力达到 1.5 MPa 时，位错密度达到 3.81×1015 m−2 。
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图8 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的 XRD 衍射图谱
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Fig.8 XRD pattern of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel treated by SFPB under different conditions
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图9 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的位错密度和微观应变
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Fig.9 Dislocation density and micros copic strain of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel treated by SFPB under different conditions
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2.3 力学性能
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2.3.1 强度和伸长率
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图10 为冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢在经过不同条件 SFPB 后的力学性能，未经 SFPB 处理前，其抗拉强度和屈服强度分别为 1 451 和 1 221 MPa，伸长率为7.3%。经SFPB 处理后，在气体压力为1.0 MPa，冲击时间为 120 s 时强度达到最高，分别为 1 679 和 1 543 MPa，相较于 SFPB 处理前提升了 15.7%和 26.4%。其强度增加的原因可归因于两个方面：一方面，经 SFPB 处理后，试样表面形成梯度结构。在单向拉伸作用下，由于梯度结构之间的相互约束以及塑性不协调产生的几何必需位错，导致产生背应力，从而产生加工硬化效应，使其强度提高[44]；另一方面，经 SFPB 处理后，试样表层晶粒尺寸显著细化至纳米量级，晶界增加导致位错自由程迅速降低，根据 Hall-Petch[45] 关系，材料的强度随着晶粒尺寸的减小而增加。然而，当冲击时间达到 150 s 时，抗拉强度和屈服强度均有所下降，其原因是在长时间高能高速 Al2O3微粒冲击下，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢表面产生了大量微裂纹（图2f）。在单轴拉伸过程中，裂纹尖端所产生的应力集中现象会导致实际应力远超表观应力。因此，在较低应变水平下，裂纹容易发生扩展进而导致断裂，使其强度降低[22]。对于冲击时间为 60 s，不同气体压力的试样，由于气体压力增大到 1.5 MPa 时表面产生微裂纹（图2g），因此强度相对于 1.0 MPa 时有所下降。经 SFPB 处理后，伸长率降低，其原因是表层晶粒被显著细化，位错滑移被细小的晶粒所抑制，而且，大量位错的产生导致变形困难，最终使得冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的塑性下降。但在不同条件的 SFPB 处理下，冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的塑性未发生明显变化，伸长率保持在 4.2%～5%。
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图10 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的力学性能指标
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Fig.10 Mechanical properties of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel after SFPB under different conditions
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2.3.2 断口形貌
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图11 为冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢经过不同条件 SFPB 后的拉伸断口形貌，未经 SFPB 处理的试样，断口表面分布着大量小而浅的韧窝，局部区域出现解理面，如图11a 所示。经 SFPB 处理后，由于试样表面产生严重的塑性变形，晶粒被显著细化至纳米量级，同时位错密度急剧增大，从而导致试样表层的塑性显著降低，大大减小了表层断口形貌的韧窝尺寸。因此，出现了大面积解理面，断口形貌均呈现出韧-脆混合断裂特征[46]，在 300M 钢[22]的 SFPB 研究中同样发现了类似的断口形貌特征。不同条件的 SFPB 处理后拉伸断口形貌表明，随着 SFPB时间的不断增加及气体压力的不断增大，塑性变形层的深度不断增加。在气体压力为 1.0 MPa 时，塑性变形层深度由冲击时间为 30 s 时的 9 μm 左右增加至 150 s 时的 17 μm 左右；相应的，冲击时间同为 60 s 时，塑性变形层深度由气体压力为 0.5 MPa 时的 7 μm 左右增大到 1.5 MPa 时的 12 μm 左右。
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图11 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的断口形貌
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Fig.11 Fracture morphology of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel after SFPB under different conditions
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2.3.3 显微硬度
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图12 为冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢在经过不同条件 SFPB 处理后的显微硬度变化趋势。从图中可以看出，未经 SFPB 处理的试样，从表层到芯部无明显变化，均为 440 HV 左右。经 SFPB 处理后，试样表层的显微硬度显著提高。在气体压力同为 1.0 MPa 时，随着冲击时间的延长，表层显微硬度及硬化区域深度分别由30 s时的527 HV和40 μm 增大到 150 s 时的 569 HV 和 70 μm。随气体压力的增加也呈现出相同的趋势，在冲击时间同为 60 s 时，表层显微硬度及硬化区域深度分别由 524 HV、30 μm （0.5 MPa）增加至 554 HV、60 μm（1.5 MPa）。表层显微硬度的增加，是细晶强化和加工硬化的共同作用导致的。在 LI 等[47]对 TC17 高能喷丸处理后的结果也表明，试样表面产生高密度位错导致明显的加工硬化效应，以及晶粒被显著细化是表层硬度增加的直接原因。结合 XRD 和 TEM 分析得出的结果，不同参数下的显微硬度增加，是由于晶粒尺寸逐渐减小以及位错密度逐渐增加导致的。随着表面到芯部距离的增加，显微硬度逐渐降低并趋于稳定[48]，其原因是 Al2O3 微粒作用到试样表面后，能量在试样内部传播过程中逐渐衰减，塑性变形程度逐渐降低，导致细晶强化及加工硬化效果减弱，硬度逐渐降低。
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图12 经不同条件 SFPB 处理后冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的显微硬度
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Fig.12 Microhardness of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel after SFPB under different conditions
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3 结论
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采用超音速微粒轰击工艺对冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢进行表面纳米化处理，系统研究了冲击时间和气体压力对其表面形貌、微观组织及力学性能的影响，结果表明 SFPB 处理能够使得冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢的综合力学性能得到有效提升，相应的结论如下：
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（1）SFPB 处理能够在冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢表面形成梯度纳米结构，表层晶粒通过“位错分割”的方式被细化至纳米量级。随着冲击时间的延长及气体压力的增大，表层晶粒尺寸逐渐减小，在 1.0 MPa-150 s 条件下表层晶粒可细化至 8.68nm。
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（2）在气体压力为 1.0 MPa，冲击时间为 120 s 时，冷轧态低密度钢的抗拉强度和屈服强度达到最大值，分别为 1 679 和 1 543 MPa，相应的增幅分别为 15.7%和 26.4%。
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（3）选择合适的冲击时间及气体压力，能够获得较好的表面形貌和粗糙度。但冲击时间过长或气体压力过大会使表面出现应力集中现象，萌生大量微裂纹，表面粗糙度升高的同时其强度指标有所下降。
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参考文献
-
[1] GUTIERREZ-URRUTIA I.Low density Fe-Mn-Al-C steels:phase structures,mechanisms and properties[J].ISIJ International,2021,61(1):16-25.
-
[2] 王凤权,孙挺,王毛球,等.Fe-Mn-Al-C 系奥氏体基低密度钢的研究进展[J].钢铁,2021,56(6):89-102.WANG Fengquan,SUN Ting,WANG Maoqiu,et al.Research progress of Fe-Mn-Al-C system austenitic low density steel[J].Iron and Steel,2021,56(6):89-102.(in Chinese)
-
[3] 满廷慧,彭伟,王子波,等.Fe-Mn-Al-C 低密度钢研究现状及展望[J].中国冶金,2022,32(1):11-20.MAN Tinghui,PENG Wei,WANG Zibo,et al.Research progress and prospect of Fe-Mn-Al-C low-density steels[J].China Metallurgy,2022,32(1):11-20.(in Chinese)
-
[4] LI Z,WANG Y H,CHENG X W,et al.The effect of rolling and subsequent aging on microstructures and tensile properties of a Fe-Mn-Al-C austenitic steel[J].Materials Science and Engineering:A,2021,822:141683.
-
[5] ZHANG J,OU X B,YANG D H,et al.Surface nanocrystallization of magnesium alloy AZ91D by high-energy shot peening[J].Journal of Wuhan University of Technology-Mater.Sci.Ed.,2009,24:515-519.
-
[6] ZHENG H Z,GUO S H,LUO Q H,et al.Effect of shot peening on microstructure,nanocrystallization and microhardness of Ti-10V-2Fe-3Al alloy surface[J].Journal of Iron and Steel Research International,2019,26:52-58.
-
[7] 王镇波,雍兴平,陶乃镕,等.表面纳米化对低碳钢摩擦磨损性能的影响[J].金属学报,2001,37(12):1251-1255.WANG Zhenbo,YONG Xingping,TAO Nairong,et al.The improvement of friction and wear properties of low carbon steel by means of surface nanocrystallization[J].Acta Metallurgica Sinica,2001,37(12):1251-1255.(in Chinese)
-
[8] LU K,LU J.Surface nanocrystallization(SNC)of metallic materials-presentation of the concept behind a new approach[J].Journal of Materials Science & Technology,1999,15(3):193-197.
-
[9] 刘刚,雍兴平,卢柯.金属材料表面纳米化的研究现状 [J].中国表面工程,2001,14(3):1-5.LIU Gang,YONG Xingping,LU Ke.Research status of surface nanoscale of metallic materials[J].China Surafce Engineering,2001,14(3):1-5.(in Chinese)
-
[10] LU K.Nanocrystalline metals crystallized from amorphous solids:nanocrystallization,structure,and properties[J].Materials Science and Engineering:R:Reports,1996,16(4):161-221.
-
[11] OLIVEIRA L Y S,SIQUEIRA C J M,FERNANDES B L,et al.Wear behavior of diamond-like carbon deposited on Ti6Al4V prepared with surface mechanical attrition treatment[J].Materials Research,2019,22(2):e20180568.
-
[12] LIU G,WANG S C,LUO X F,et al.Low carbon steel with nanostructured surface layer induced by high-energy shot peening[J].Scripta Materialia,2001,44(8-9):1791-1795.
-
[13] LIU C S,LIU D X,ZHANG X H,et al.Effect of the ultrasonic surface rolling process on the fretting fatigue behavior of Ti-6Al-4V alloy[J].Materials,2017,10(7):833.
-
[14] 熊天英,刘志文,李智超,等.超音速微粒轰击金属表面纳米化新技术[J].材料导报,2003,17(3):69-71.XIONG Tianying,LIU Zhiwen,LI Zhichao,et al.Supersonic fine palticles bombarding:A novel surface nanocrystallization technology[J].Materials Reports,2003,17(3):69-71.(in Chinese)
-
[15] HE J W,WANG X M,MA S N,et al.Characterization and tribological properties of nanocrystalline surface layer of 38CrSi alloyed steel induced by SFPB[J].Reviews on Advanced Materials Science,2013,33:19-23.
-
[16] 巴德玛,马世宁,李长青,等.超音速微粒轰击45钢表面纳米化的研究[J].材料科学与工艺,2007,15(3):342-346.BA Dema,MA Shining,LI Changqing,et al.Surface nanocrystallization of 45 steel induced by supersonic fine particles bombarding[J].Materials Science & Technology,2007,15(3):342-346.(in Chinese)
-
[17] 张鑫,熊毅,陈正阁,等.疲劳试验温度对TC11钛合金表面纳米化后的组织和性能的影响[J].中国表面工程,2021,34(2):76-85.ZHANG Xin,XIONG Yi,CHEN Zhengge,et al.Effect of fatigue test temperature on microstructure and properties of TC11 titanium alloy after surface nanocrystallization[J].China Surafce Engineering,2021,34(2):76-85.(in Chinese)
-
[18] MA G Z,XU B S,WANG H D,et al.Effect of surface nanocrystallization on the tribological properties of 1Cr18Ni9Ti stainless steel[J].Materials Letters,2011,65(9):1268-1271.
-
[19] YANG Y Y,CUI X F,ZHAO X,et al.Surface nanocrystallized structural steel with enhanced tribological properties under different sliding conditions[J].Wear,2020,460:203429.
-
[20] GAO H M,CHEN W G,ZHANG Z J.Evolution mechanism of surface nano-crystallization of tungstencopper alloys[J].Materials Letters,2016,176:181-184.
-
[21] XIONG Y,LV W,ZHA X Q,et al.Surface nano-crystallization and its effect on the microstructure evolution and mechanical properties of lightweight Fe-28Mn-8Al-1C steel subjected to supersonic fine particle bombardment[J].Journal of Materials Research and Technology,2023,27:6769-6781.
-
[22] ZHOU T,XIONG Y,CHEN Z G,et al.Effect of surface nano-crystallization induced by supersonic fine particles bombarding on microstructure and mechanical properties of 300M steel[J].Surface & Coatings Technology,2021,421:127381.
-
[23] WU Y L,XIONG Y,LIU W,et al.Effect of supersonic fine particle bombardment on microstructure and fatigue properties of Ti-6.5 Al-3.5 Mo-1.5 Zr-0.3 Si titanium alloy at different temperatures[J].Surface & Coatings Technology,2021,421:127473.
-
[24] 武永丽,熊毅,陈正阁,等.超音速微粒轰击对TC11钛合金组织和疲劳性能的影响[J].材料工程,2021,49(5):137-143.WU Yongli,XIONG Yi,CHEN Zhengge,et al.Effect of supersonic fine particle bombardment on microstructure and fatigue properties of TC11 titanium alloy[J].Journal of Materials Engineering,2021,49(5):137-143.(in Chinese)
-
[25] CHEN X P,ZHANG L F,XIONG Y,et al.Effects of supersonic fine particle bombardment on the microstructure and corrosion properties of Ti-6Al-3Nb2Zr-1Mo alloy[J].Surface & Coatings Technology,2023,459:129383.
-
[26] ZHU L H,GUAN Y J,WANG Y J,et al.Influence of process parameters of ultrasonic shot peening on surface roughness and hydrophilicity of pure titanium[J].Surface & Coatings Technology,2017,317:38-53.
-
[27] DAI K,VILLEGAS J,STONE Z,et al.Finite element modeling of the surface roughness of 5052 Al alloy subjected to a surface severe plastic deformation process[J].Acta Materialia,2004,52(20):5771-5782.
-
[28] YANG C,LI M Q.3D surface morphology and performance of TC17 processed by surface severe plastic deformation[J].Surface & Coatings Technology,2020,397:125995.
-
[29] DAI S J,ZHU Y T,HUANG Z W.Microstructure evolution and strengthening mechanisms of pure titanium with nano-structured surface obtained by high energy shot peening[J].Vacuum,2016,125:215-221.
-
[30] LIU J N,CUI X F,CHEN Y B,et al.Mechanical properties and formation mechanism of surface hard nanocrystalline carbon diffusion layer on 18Cr2Ni4WA steel induced by supersonic fine particle bombarding[J].Journal of Materials Engineering and Performance,2022,32(17):1-11.
-
[31] WANG Z,WANG J G,CHEN Z Y,et al.Effect of Ce addition on modifying the microstructure and achieving a high elongation with a relatively high strength of as-extruded AZ80 magnesium alloy[J].Materials,2018,12(1):76.
-
[32] LIU Y G,LI H M,LI M Q.Roles for shot dimension,air pressure and duration in the fabrication of nanocrystalline surface layer in TC17 alloy via high energy shot peening[J].Journal of Manufacturing Processes,2020,56:562-570.
-
[33] WELSCH E,PONGE D,HAGHIGHAT S M H,et al.Strain hardening by dynamic slip band refinement in a high-Mn lightweight steel[J].Acta Materialia,2016,116:188-199.
-
[34] LU J Z,LUO K Y,ZHANG Y K,et al.Grain refinement of LY2 aluminum alloy induced by ultra-high plastic strain during multiple laser shock processing impacts[J].Acta Materialia,2010,58(11):3984-3994.
-
[35] YIN B D,ZHANG S F,YANG J Y,et al.Prepare and properties of titanium with surface nanostructure by high energy shot peening[J].Advanced Materials Research,2014,842:267-270.
-
[36] HIRTH J P.Thermodynamics of stacking faults[J].Metallurgical Transactions,1970,1:2367-2374.
-
[37] YOO J D,PARK K T.Microband-induced plasticity in a high Mn-Al-C light steel[J].Materials Science and Engineering:A,2008,496(1-2):417-424.
-
[38] 李林芳,贺甜甜,杜三明,等.超音速微粒轰击对GCr15SiMn轴承钢表面纳米化与摩擦磨损性能的影响[J].表面技术,2023,52(7):425-434.LI Linfang,HE Tiantian,DU Sanming,et al.Surface Microstructure and tribological properties of GCr15SiMn bearing steel under supersonic fine particle bombardment[J].Surface Technology,2023,52(7):425-434.(in Chinese)
-
[39] LIU D,LIU D X,ZHANG X H,et al.Surface nanocrystallization of 17-4 precipitation-hardening stainless steel subjected to ultrasonic surface rolling process[J].Materials Science and Engineering:A,2018,726:69-81.
-
[40] ZHANG Y X,YANG J H,GE L L,et al.Research on mechanism of surface nanocrystalline layer in 2219 Al alloy induced by supersonic fine particles bombarding[J].International Journal of Engineering Research in Africa,2016,24:1-8.
-
[41] YANG C,LI M Q,LIU Y G.Further refinement mechanisms of nanograins in nanocrystalline surface layer of TC17 subjected to severe plastic deformation[J].Applied Surface Science,2021,538:147941.
-
[42] BRANDSTETTER S,DERLET P M,VAN PETEGEM S,et al.Williamson-Hall anisotropy in nanocrystalline metals:X-ray diffraction experiments and atomistic simulations[J].Acta Materialia,2008,56(2):165-176.
-
[43] XIONG Y,SHU K H,L Y,et al.Deformation temperature impacts on the microstructure evolution and mechanical properties of a novel medium-heavy alloy(MHA)[J].Materials Science and Engineering:A,2022,856:144005.
-
[44] 卢磊,赵怀智.异质纳米结构金属强化韧化机理研究进展[J].金属学报,2022,58(11):1360-1370.LU Lei,ZHAO Huaizhi.Progress in strengthening and toughening mechanisms of heterogeneous nanostructured metals[J].Acta Metallurgica Sinica,2022,58(11):1360-1370.(in Chinese)
-
[45] YIN F,CHENG G J,XU R,et al.Ultrastrong nanocrystalline stainless steel and its Hall-Petch relationship in the nanoscale[J].Scripta Materialia,2018,155:26-31.
-
[46] YANG C,LIU Y G,SHI Y H,et al.Microstructure characterization and tensile properties of processed TC17 via high energy shot peening[J].Materials Science and Engineering:A,2020,784:139298.
-
[47] LI H M,LIU Y G,LI M Q,et al.The gradient crystalline structure and microhardness in the treated layer of TC17 via high energy shot peening[J].Applied Surface Science,2015,357:197-203.
-
[48] TANG L W,SUN J,ZHANG J,et al.Influences of surface nanocrystallization induced by high-energy spot peening on microstructure and properties of magnesium alloy[J].Advanced Materials Research,2013,690:2120-2125.
-
摘要
为了实现冷轧态低密度钢强度与塑韧性的良好匹配及优良的表面完整性，提升车辆行驶过程中的可靠性和安全性，延长其在服役环境下的使役寿命，通过超音速微粒轰击（SFPB）技术对冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢进行表面纳米化处理，借助扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X 射线衍射仪（XRD）、显微硬度计、万能材料试验机等测试手段，系统研究 SFPB 冲击时间及气体压力对其表面形貌、微观结构和力学性能的影响。研究结果表明：SFPB 处理可在冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢表面形成梯度纳米结构，可将表层晶粒尺寸细化至纳米量级，在气体压力为 1.0 MPa，冲击时间为 120 s 时，相应的强度指标达到最大值。随着冲击时间的延长和气体压力的增大，表层纳米晶尺寸逐渐减小，相应的显微硬度值及严重塑性变形（SPD）层深度也随之增大。然而，冲击时间过长或气体压力过大会导致表层微裂纹的形成，致使其强度指标降低。不同 SFPB 工艺参数下的冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢伸长率未发生明显变化，拉伸断口形貌均表现为韧-脆混合型断裂特征。 SFPB 技术通过在低密度钢表面构筑梯度纳米结构，能实现低密度钢组织性能的可控制备，同时在诱导背应力强化以及残余压应力抑制裂纹萌生和扩展的耦合作用下，能有效提升低密度钢的综合力学性能，可为其在汽车领域的生产及应用提供参考。
Abstract
Fe-Mn-Al-C low-density steel has become a preferred material for energy conservation and emission reduction in the automotive industry owing to its low density, high strength, excellent toughness, and significant potential for weight reduction. However, failures often originate from the material surfaces. Moreover, the surface integrity and microstructure directly determine the service life and safety of the material. Efforts have been made to optimize the properties and surface integrity of low-density steel to achieve a good match between its strength and ductility, along with better surface integrity, in addition to extending its service life in operating environments, thereby enhancing the reliability and safety of vehicle operation. Nanocrystallization can be achieved through plastic deformation as a novel surface strengthening technology that utilizes supersonic airflow to carry hard particles and bombard the surface of materials with extremely high kinetic energy, after SFPB, which has the advantages of a high strengthening efficiency, solid particle reuse, and simple and convenient operation, can be used for metal components with complex shapes and large sizes. In this study, to prevent the premature surface failure of low-density steel during service and improve its service life, the surface of cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel was nano-treated using supersonic particle bombardment technology. Scanning electron microscope, transmission electron microscope, X-ray diffractometer, micro-hardness tester, universal material testing machine, and other testing methods were used to systematically study the effects of the SFPB impact time and gas pressure on the surface morphology, microstructure, and mechanical properties of cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel. The results are as follows: after SFPB treatment, under the impact of high-energy and high-speed Al2O3 particles, gradient nanostructures consisting of the severe plastic deformation layer, micro-plastic deformation layer, and core matrix formed on the surface of cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel. The grain size of the surface layer was refined to the nanometer level by “dislocation segmentation.” With the increase in the impact time and gas pressure, the grain size of the surface layer decreased gradually and was refined to 8.68 nm at 1.0 MPa for 150 s. When the gas pressure was 1.0 MPa and the impact time was 120 s, the corresponding ultimate tensile strength and yield strength reached 1679 MPa and 1543 MPa, with increases of 15.7% and 26.4%, respectively. As the impact time and gas pressure increased, the surface micro-hardness and plastic deformation layer depth gradually increased, whereas the surface grain size gradually decreased. When the gas pressure was 1.0 MPa and the impact time was 150 s, the surface grain size was 8.68 nm, and the corresponding surface micro-hardness and plastic deformation layer depth were 569 HV and 16 μm, respectively. However, if the impact time was too long or gas pressure too high, stress concentration occurred on the surface of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel, leading to the initiation and expansion of cracks and resulting in a decrease in its strength. The elongation of the cold-rolled Fe-28Mn-8Al-1C low-density steel under different SFPB process parameters did not change significantly, ranging between 4% and 5%, and the tensile fracture morphology exhibited a mixed mode of ductile and brittle fractures. SFPB technology could achieve controllable preparation of material microstructures by constructing gradient nanostructures on the surface of materials. Simultaneously, the mechanisms of back-stress strengthening and residual compressive stress inhibiting crack initiation and propagation could effectively improve the comprehensive mechanical properties of low-density steel. A novel surface-strengthening technology for the study of Fe-Mn-Al-C low-density steel with high strength and toughness is presented, offering a reference for its production and application in the automotive field in the future.
关键词
冷轧态 Fe-28Mn-8Al-1C 低密度钢 ； 超音速微粒轰击（SFPB） ； 表面形貌 ； 微观组织 ； 力学性能
