Al元素对Fe-Mn-Al-C系低密度钢的影响特性综述
邢梅，林方敏，唐立志，武学俊，章小峰,黄贞益
(安徽工业大学冶金工程学院， 安徽 马鞍山 243002)
摘要： 随着“节能、减排、环保”意识的逐渐增强，实现汽车轻量化已成为汽车用钢的主要发展目标之一，其中，Fe-Mn-Al-C系低密度钢加入Al后具有良好的力学性能及应用性能，受到广大研究者的青睐。因此，从密度、弹性模量、析出物、层错能、力学性能及应用性能等方面总结Al元素对Fe-Mn-Al-C系低密度钢的影响规律。重点分析Fe-Mn-Al-C系低密度钢中Al含量对κ-碳化物、Fe-Al金属间化合物及β-Mn等析出相的影响，以及进一步对力学性能、冲击韧性的影响，并说明可通过控制Al含量改善Fe-Mn-Al-C系低密度钢的抗氧化性、耐蚀性、焊接性、成形性等性能。最后，结合目前国内外学者对Fe-Mn-Al-C系低密度钢的最新研究成果，对Fe-Mn-Al-C系低密度钢研究过程中存在的问题进行总结，展望其未来的发展趋势。
关键词： Fe-Mn-Al-C低密度钢； κ-碳化物； Fe-Al相； 层错能； 力学性能； 应用性能
为减少温室气体排放和提高能源效率，钢铁行业对汽车用钢的要求逐渐提高，致力于在保持汽车用钢高强度的同时降低其密度。与传统的汽车用钢相比，添加质量分数为5%~6%的Al可使车身重量减少8%~10%。通常，在Fe-Mn-Al-C系低密度钢中Al的质量分数为3%~12%，钢中每加入质量分数为1%的Al，密度降低1.3%。Fe-Mn-Al-C系合金由于Al元素的加入，可在降低密度实现汽车轻量化的同时表现出优异的冲击韧性、抗氧化性、耐蚀性和焊接性等。然而，随着Al含量的进一步增加，钢密度降低的同时弹性模量随之降低，Al含量较高时会形成粗大的κ-碳化物和B2、DO3等析出相，使Fe-Mn-Al-C钢的力学性能降低，限制了其在汽车行业的普遍应用。本文综述了Al元素对Fe-Mn-Al-C系低密度钢密度、弹性模量、层错能、析出物、力学性能及应用性能等方面的影响规律。重点分析了低Al、高Al含量时析出物对强度、塑性、冲击韧性的影响，介绍了Al元素对Fe-Mn-Al-C钢应用性能的改善，指出高Al含量引起的弹性模量降低、脆性相的产生等问题，对Fe-Mn-Al-C系低密度钢未来更深入、透彻地研究有一定指导意义。Al元素对 Fe-Mn-Al-C钢密度和弹性模量的影响
Al的原子半径比Fe大，而原子密度比Fe低，添加Al元素可降低Fe在晶胞中的原子浓度，引起Fe基体点阵扩张而使钢的晶格常数增大，进而增大晶胞体积。因此，Al元素对钢重量的影响可归因于晶格膨胀和置换溶液的低原子量。图1所示为不同Al质量分数对钢密度及比刚度的影响，其中Al元素对Fe-Mn-Al-C系钢密度的影响如图1(a)所示。与传统的高强度钢相比，Fe-Mn-Al-C系钢由于Al元素的加入密度最多可减少18%。Fe-Mn-Al-C系钢的弹性模量取决于Al含量以及加工状态，由于Fe-Al固溶体的晶格能降低和晶格中共存的铁、铝原子之间距离增加，每添加质量分数1%的Al，弹性模量降低2.0%~2.5%。当Al含量较高时，Si和Cr会略微增加钢的弹性模量，而Mn会降低弹性模量。Fe-Mn-Al-C系低密度钢在结构应用中的减重潜力取决于弹性模量和密度，因此应考虑具有较高比刚度En/ρ0(E为弹性模量，n为结构相关指数，ρ0为密度)的材料。图1(b)所示为HSLA钢、Fe-8Al铁素体钢、Fe-22Mn-8Al-0.8C奥氏体钢和典型的6xxx系列铝合金的比刚度对比，表明Fe-Mn-Al-C系低密度钢的比刚度低于高强度低合金钢(High Strength Low Alloys,简称HSLA)及铝合金。因此，为了减轻重量，低密度钢必须用于不受刚度值严格限制的零件。
在Fe-Mn-Al-C四元合金系中层错能γsf可按照Olson-Cohen模型计算。
其中，原子沿{111}密排面的摩尔表面密度ρ可通过式(2)进行计算。
在Fe-Mn-Al-C四元合金系的正规溶体模型中，由γfcc到εhcp的吉布斯自由能差ΔGγ→ε可以根据式(3)进行估算。
当试验钢为全奥氏体组织时，其晶格常数αγ可以通过式(4)进行估算。
上述式中：σ为面心立方奥氏体和密排六方马氏体之间界面的表面能，通常取9 mJ/m2；N为阿伏加德罗常数；Xi为i元素的摩尔分数；ΔGγ→εij为γ→ε过程中i和j元素相互作用而改变的自由能，mJ；
为γ→ε过程中顺磁性的奥氏体向反磁性的马氏体转变时的磁性能对吉布斯自由能变化的影响，mJ。
当Fe、Mn、C等元素的含量均已确定时，Al元素含量对层错能的影响已有很多学者进行研究并得出具体的计算公式。章小峰等通过热力学计算，分析了Al元素对高锰Fe-28Mn-xAl-1C (x = 8、10、12)钢层错能的影响,通过最小二乘法估计得到
Park K T等对Fe-22Mn-0.6C-xAl钢(x=0~6)的层错能进行研究，拟合得出
式中：w(Al)为Al元素的质量分数。
YANG W S等分析Fe-30Mn-0.9C-xAl钢(x=0~8.47)中Al元素含量与层错能的关系，根据其研究数据拟合出
在Fe-Mn-Al-C系低密度钢中，层错能的实际测量值与Olson-Cohen层错能模型计算结果基本一致，说明Olson-Cohen层错能模型对于计算大多数成分钢的层错能具有适用性。Fe-Mn-Al-C-yAl钢中Al元素含量对层错能的影响如图2所示，可以看出，层错能随Al、C元素含量增加而增大，且Al元素含量对层错能的影响较大；Fe-10Mn-xC-yAl钢曲线之间的间距较大，故C元素在中锰低密度钢中对层错能的影响较高锰钢更显著。目前关于Al元素含量影响层错能的解释有以下观点：(1)随着Al元素含量的增加，Fe原子的局域磁矩增大，使层错能分量的磁效应部分增大，导致层错能增加。(2)Al元素的加入有利于Fe-Al-C三元合金中短程有序结构(Short Range Order，简称SRO)的形成。通常，短程有序结构合金的层错能比完全无序结构合金的层错能要高，进而使层错能增大。(3) Al元素的加入增加了Fe原子和Al原子之间的排斥力，导致晶格膨胀，增加原子的堆积间距，从而增加了层错能。Al元素的添加能够增大Fe-Mn-Al-C系低密度钢层错能，但其影响机理以及Al元素含量与层间能关系的经验公式还需进行更广泛、深入的研究。
Al元素对Fe-Mn-Al-C低密度钢析出相的影响规律
3.1Al元素对Fe-Mn-Al-C低密度钢中碳化物析出及形态的影响
近年来，Fe-Mn-Al-C系低密度钢中κ-碳化物的形成机理受到世界各国的广泛关注，早期对Fe-Mn-Al-C系轻质钢的研究普遍认为κ-碳化物是由淬火时调幅分解形成的。而最近ZHANG J等重新探讨了奥氏体Fe-20Mn-9Al-3Cr-1.2C低密度钢中γ-奥氏体晶粒内κ-碳化物的形成机理，表明铸态和时效钢中晶粒内κ-碳化物的形成遵循形核和长大机制，而不是众所周知的调幅分解机制。低密度钢中κ-碳化物的形成机理是调幅分解还是形核长大尚需要进行更加深入的研究与探索。晶粒内部形成的纳米级κ-碳化物产生时效强化进而提高Fe-Mn-Al-C低密度钢的屈服强度并改善其韧性，同时对塑性的伤害较小。经纳米级有序κ-碳化物强化后的Fe-Mn-Al-C钢具有高强度(屈服应力0.8~1.2 GPa)和良好的延展性(伸长率30%~50%)。晶界析出的粗大片层状κ-碳化物将导致钢的塑性和韧性严重降低。图3所示为时效后晶内κ-碳化物和晶间κ-碳化物的微观组织形貌及选区衍射光斑。
Kim Hansoo等将Fe-29Mn-4.9Al-0.98C钢和Fe-34Mn-7.1Al-0.5C钢在550 ℃下时效2 000 min未发生时效强化，但在高铝高碳Fe-34Mn-11Al-0.98C、Fe-31Mn-7.8Al-0.88C合金中表现出显著的时效强化，表明在缺乏Al或C元素的情况下，κ-碳化物析出的化学驱动力不足。HUANG H等研究了650 ℃等温时效过程中Fe-(23~31)Mn-(2~10)Al-(0.4~1.0)C钢的相变行为，发现当Al和C元素质量分数分别大于5.5%和0.7%时，晶粒间κ-碳化物从合金中析出；随着Al、C元素质量分数进一步增大到6.2%和1.0%时，晶粒内κ-碳化物析出。这与图4所示的Fe-Mn-xAl-C系(x=0~12)合金相图中的结果基本相符，当Al元素的质量分数小于7%时，κ-碳化物形成驱动力不足，在时效过程中沿晶界析出Fe3C或M7C3；当Al的质量分数大于7%时，Fe3C或M7C3碳化物的形成受到抑制，形成κ-碳化物。
综上所述，Al元素的加入扩大了铁素体相区，提高Al元素含量将增加κ-碳化物析出的化学驱动力，使合金的弹性应变能降低。弹性应变能的降低和化学驱动力的增加有利于促进纳米级κ-碳化物在晶粒中析出。晶界处粗大的层状κ-碳化物析出对Fe-Mn-Al-C系低密度钢的韧性和延展性是有害的，所以控制κ-碳化物的析出位置、体积分数和形态是决定轻质钢力学性能的关键。为了避免形成粗大的层状κ-碳化物，目前大多数研究中将Fe-Al-Mn-C合金在高于1 000 ℃的固溶温度下进行水淬，另外还可通过控制时效处理的时间(1 h)与温度(400~600 ℃)使纳米级κ-碳化物在晶粒内析出。3.2Al元素对Fe-Al金属间化合物的影响
Fe-Al金属间化合物具有低成本、易制造、耐腐蚀、抗氧化等优点，并且其在很宽的温度范围内具有较高的屈服应力，但由于其在高温下的低强度、中低温下的低蠕变导致塑韧性很差，极大地阻碍了金属间化合物的广泛应用。Fe-Al金属间化合物有FeAl (B2)和Fe3Al (DO3)两种有序结构，其组织、结构与Al元素含量密切相关。通常，当Al元素含量较高时，固溶处理后的α铁素体在低温退火时会转变为DO3结构或B2结构。Fe-Al金属间化合物中存在大量原子缺陷，主要有空位缺陷、反位缺陷及空位和反位置原子组成的复合缺陷。空位缺陷主要发生在Fe点阵上，而反位缺陷主要发生在Al点阵上。当Al元素含量较低时，空位浓度较低，空位以孤立的形式存在。随着Al元素含量的增加，空位浓度增加，迁移率降低，空位迁移能增加，而形成能降低。由于氢在空位缺陷、反位缺陷扩散并聚集时，导致氢脆断裂，因此Al元素含量影响着空位浓度进而会对Fe-Al金属间化合物的脆性断裂产生一定影响。随着Al元素含量的增加，环境中水蒸气诱发的氢脆敏感性增加，B2中Al元素含量高于DO3，所以，B2比DO3 有更大的环境氢脆敏感性。目前改善Fe-Al金属间化合物脆性的方法主要有真空热处理加快冷、微合金化、机械合金化、复合强韧化等，通过这些手段使Fe-Al金属间化合物均匀地分布在奥氏体基体上进而提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢的综合性能。3.3Al元素对β-Mn析出的影响规律
在高锰Fe-Mn-Al-C系奥氏体钢中，由于合金元素含量较高，长时间时效后，沿γ晶界析出β-Mn。β-Mn的产生将引起基体体积膨胀，组织应力变大，显著恶化高锰合金的力学性能，导致脆性断裂。Fe-Mn-Al-C钢中β-Mn引起的脆性裂纹如图5所示。
不同Al元素含量Fe-Mn-Al-C系钢热处理后的硬度及微观组织形貌如图6所示。对于Fe-31Mn-xAl-0.9C(x=9、11)系低密度钢，9Al和9Al-1Si合金时效10 000 min后，维氏硬度略有增加且在奥氏体晶界处形成α-铁素体和β-Mn相。而11Al合金时效300 min后，硬度超过700HV并且发生显著的二次硬化，时效1 000 min时，β-Mn相成核并形成大量具有板条形貌的奥氏体相(图6(g))。使用商业软件MatCalc和mc_fe2.045数据库进行热力学计算预测，β-Mn形成的驱动力(奥氏体和β-Mn相的自由能之差)将随着Al元素含量的增加而增大。由此可见，Fe-31Mn-11Al-0.9C钢的二次硬化行为可归因于β-Mn相的形成，并且Al元素的加入增加了β-Mn相形成的驱动力。
Al元素对Fe-Mn-Al-C系低密度钢综合性能的影响
4.1力学性能
通常Fe-Mn-Al-C系钢在室温下具有良好的机械性能。图7所示为几种Fe-Mn-Al-C系钢在室温下的伸长率(TE)与极限拉伸强度(UTS)的关系图，铁素体基Fe-Mn-Al-C钢UTS为450~500 MPa，TE为15%~30%；铁素体基双相钢UTS为600~800 MPa，TE为15%~40%。添加镍和铜的奥氏体基双相钢表现出优异的机械性能(YS>1.0 GPa(YS为屈服强度)、UTS>1.5 GPa、TE为20%~30%)，由此可见铁素体Fe-Mn-Al-C系钢的拉伸性能与低合金碳锰钢和HSLA钢相似。
图8所示为Al元素含量对不同Fe-Mn-Al-C钢力学性能的影响。图8(a)所示为Fe-30Mn-1.2C-xAl系钢的力学性能，Al的质量分数在0~9%范围，合金固溶处理后的组织为单相奥氏体；当Al的质量分数高于10%时，产生δ-铁素体。与Fe-30Mn-1.2C孪生诱发塑性钢(Twinning Induced Plasticity Steel,简称TWIP钢)的拉伸性能相比，Al的质量分数小于7%时，Al元素的固溶强化引起YS略有增大，UTS和TE降低并且层错能的增加抑制了机械孪晶。当Al质量分数在8%~10%时，YS、UTS、TE都增大，固溶处理后的淬火过程中可能形成亚稳的κ-碳化物，增加强度的同时对TE的影响较小。随着Al的质量分数进一步增大到10%以上，强度的增加伴随着延展性的严重恶化，这是由于在奥氏体晶界中形成了粗大的κ-碳化物、B2相、DO3相等析出物。如图8(b)所示，Fe-30Mn-0.4C-xAl钢中Al元素对拉伸性能的影响与上述钢的不同。固溶状态的Fe-30Mn-0.4C钢含有非常少量的ε-马氏体，导致TE很小。Fe-30Mn-0.4C钢中添加质量分数为2%的Al元素后产生奥氏体组织，并增加层错能，从而导致YS和UTS降低。随着Al元素的质量分数从2%增加到10%，单相奥氏体转变为奥氏体和δ-铁素体，并且δ-铁素体的含量随着Al元素质量分数的增加而增加。Al元素在铁素体中的固溶强化效果比在奥氏体中的固溶强化效果更加明显，层错能的增大抑制了奥氏体中机械孪晶，导致钢的伸长率下降。当Al元素的质量分数大于10%时，Fe-Mn-Al-C系钢中的δ-铁素体会转变为DO3、B2相等金属间脆性化合物，并且在晶界析出粗大的层状κ-碳化物，损害Fe-Mn-Al-C系低密度钢的韧性和延展性。
4.2应用性能
4.2.1冲击韧性
Fe-Mn-Al-C系钢的冲击韧性取决于相组成及其分布，特别是κ-碳化物和δ-铁素体。当Al元素的质量分数大于7%时，由于脆化的κ-碳化物颗粒的体积分数增大而导致钢强度增加，但延展性和冲击韧性降低，在低于环境温度屈服前造成脆性断裂。晶间粗大的κ-碳化物在室温和亚环境温度下都会导致冲击能量的严重损失。当Al元素质量分数超过10%时，产生带状δ-铁素体，进一步降低了合金的塑性和韧性，并增强了机械性能的各向异性。但由于γ相和δ相之间变形的不相容性而导致冲击韧性大幅度下降，裂纹主要在双相钢中的γ/δ界面处产生。总之，Al元素影响κ-碳化物的析出位置与尺寸进而影响Fe-Mn-Al-C系低密度钢的冲击韧性，Fe-Mn-Al-C系奥氏体钢在固溶处理和水淬状态下的冲击韧性高于先进高强度钢(Advanced High Strength Steel，简称AHSS)，低于奥氏体不锈钢。然而，在时效强化条件下冲击韧性降低，并且由于SRO和κ-碳化物的形成，冲击韧性受固溶处理后冷却速率的影响显著。4.2.2抗氧化性
PENG Wei等进行了Fe-20Mn-8Al-0.45C双相轻质钢典型横截面氧化皮的扫描电镜观察和相应的EDAX(Energy Dispersive X-ray Analysis)映射研究。Fe-20Mn-8Al-0.45C钢在1 273 K下氧化30 min后氧化皮的截面扫描电镜形貌及不同元素的相应EDAX图谱如图9所示。由图9可知横截面氧化层可分为富锰层、富铁层和富铝层。最外层由富含锰的氧化物组成，其下是富含铁的氧化物，用相应的箭头标记。A12O3层主要富集在邻近铁素体基体的外部氧化皮下和奥氏体内部氧化皮边界。奥氏体中锰的含量高于铁素体，而铝含量则相反；特别是奥氏体相,相界的铝含量比中心的高得多，而锰含量则相反。因此，在Fe-20Mn-8Al-0.45C双相轻质钢中，铝的富集表明相界处的晶粒细化和高铝含量促进了铝快速扩散到内部氧化皮边界(如虚线圆所示)，并在接近铁素体的外部氧化皮下方略微增加(如图9(d)中箭头所示)。
冷德平等采用氧化增重法测定了4种高锰高铝Fe-Mn-Al-C钢的氧化动力学曲线，发现Al元素含量越高，合金抗氧化性越好且氧化膜的连续性及致密性越高。王斌等研究了Fe-Mn-xAl-C(x=0、3、5)钢中Al元素含量与高温抗氧化性能的关系，结果表明合金的平均氧化速率随着Al元素含量的增加而降低。Al元素的含量影响Fe-Mn-Al-C系钢的抗氧化性能，对于Al元素含量低的合金，Al的内部氧化阻止其到达形核/合金界面，并且不能生成保护性的A12O3膜；而随着Al元素含量的增加，可形成A12O3薄膜，提高合金的抗氧化性。4.2.3耐蚀性
Al元素的加入提高了Fe-Mn-Al-C钢的耐腐蚀性。在合金腐蚀过程中，Al元素可在金属表面形成致密的Al2O3薄膜和氢氧化铝层，阻碍Cl-、SO42-离子进入金属内部，避免合金的腐蚀。即使部分Cl-、SO42-离子进入金属内部，Al与Cl-生成熔融态的AlCl3，阻碍点蚀坑的进一步扩展，与SO42-生成Al2(SO4)3附着在金属表面，可以有效阻止腐蚀的进一步发生。在Fe-Mn-Al-C系钢中，随着Al元素含量的增加，电流密度降低，开路电位增加到更高的值，这表明Al浓度的增加增强了钝化趋势并降低了腐蚀速率。尽管部分Fe-Mn-Al-C钢显示出与不锈钢相近的特性，但Fe-Mn-Al-C钢本身的耐蚀性并不能超过传统的不锈钢(表1)。近年来，一些学者通过涂层、热处理和合金添加剂等手段来提高Fe-Mn-Al-C钢的耐腐蚀性，或应用阳极钝化电流促进具有保护性和稳定性的钝化膜生成，这些新策略对Fe-Mn-Al-C钢的耐腐蚀性有一定的提升作用。
4.2.4焊接性
Fe-Mn-Al-C系低密度钢的焊接性能与焊接方法、合金成分设计有关，高锰Fe-Mn-Al-C合金采用钨极惰性气体保护焊(Gas Tungsten Arc Welding，简称GTAW)时，焊缝表现出良好的性能；采用药芯焊丝电弧焊(Fluxed-Cored Arc Welding，简称FCAW)时，机械性能下降。Al元素通过影响热影响区和焊接接头的组织、性能，影响Fe-Mn-Al-C钢的焊接性。随着Al元素含量的增加，热影响区范围增大，热影响区组织由退火孪晶奥氏体和高温铁素体组成，如图10所示。当Al元素含量达到一定值时，κ-碳化物的析出阻碍晶粒长大，使热影响区晶粒逐渐细化，由Hall-Petch公式σs=σ0+KD-1/2(其中σs为屈服强度，σ0为阻止位错滑移的摩擦力，K为晶界阻力，D为晶粒直径)可知，晶粒越细小，材料强度越高，硬度越大。从母材区到焊缝区，Al元素含量先升高后降低，在焊接接头处的分布最不均匀，导致Fe-Mn-Al-C钢在焊接接头处容易引起淬硬和焊接裂纹。当Fe-Mn-Al-C系低密度钢中Mn、Al、C元素含量较高时，应根据成分匹配原则合理调控各元素的含量，尽可能避免κ-碳化物、Fe-Al金属间化合物等脆性相沿晶界析出对焊接性能造成不良的影响。
4.2.5成形性
成形性是指板料适应各种成形加工的能力，应变硬化指数是衡量板料成形性能最重要的指标之一。通常，全奥氏体Fe-Mn-Al-C钢的加工硬化率比高锰钢低，Fe-28Mn-12Al-1C钢的应变硬化指数(n值)为0.58，高于奥氏体304不锈钢(n为0.33~0.45)。弯曲和扩孔表征了材料拉伸成形和深冲能力，Fe-Mn-Al-C钢的可弯曲性、扩孔能力以及与DP钢成形性比较见表2。Fe-Mn-Al-C钢的孔膨胀率(Hole Expansion Capacity，简称HEC)与DP600钢相当，与相同强度水平的常规AHSS相比，其弯曲角(Bending Angle，简称BA)和圆顶膨胀高度(Dome Expansion Height,简称DEH)较低。
Chin Kwang-Geun等研究了Fe-22Mn-0.6C钢和添加Al元素的Fe-18Mn-1.2Al-0.6C钢的拉伸和杯突试验。尽管Fe-22Mn-0.6C钢的强度和伸长率高于Fe-18Mn-1.2Al-0.6C钢，但在应变速率相当高(0.02/s)的杯突试验中，Fe-22Mn-0.6C钢出现裂纹或延迟断裂，而在添加铝和降低锰含量的Fe-18Mn-1.2Al-0.6C钢中，形成更多均匀分布的孪晶并且杯形件不发生开裂或延迟断裂。这表明少量Al元素的加入是改善TWIP钢成形性的有效途径。此外，据报道，与无Al钢相比Fe-18Mn-1.5Al-0.6C钢的抗氢脆性能有所提高，但经固溶处理和时效的Fe-26Mn-11Al-1.2C合金仍然容易出现氢脆。杯形成形过程中产生的裂纹或延迟断裂现象是限制Mn-TWIP钢应用的关键问题之一，因此有必要研究Al和Mn元素对杯形件成形过程中变形机制的影响。(1)本文总结了近年来国内外关于Al元素对Fe-Mn-Al-C系低密度钢的组织、性能方面的影响，Al元素的添加降低钢密度的同时也降低了弹性模量，使刚性受损，通过理论模型和实际计算表明Al元素的添加可增大钢的层错能。控制Al元素含量可控制析出相的形态、尺寸，改善钢的强度、塑性、冲击韧性，并指出当Al元素的质量分数大于10%时，在晶界析出的κ-碳化物损害钢的韧性和延展性，B2、DO3、β-Mn等析出相导致脆性断裂等问题。(2)Al元素的加入可形成A12O3，提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢的抗氧化性及耐蚀性，并且通过影响热影响区、焊接接头的组织性能，改善Fe-Mn-Al-C钢的焊接性；质量分数为1.2%的Al加入还可以改善Fe-Mn-Al-C系低密度钢的成形性。(3)为保证Fe-Mn-Al-C系低密度钢良好的力学性能及应用性能，应控制Al元素含量在适当的范围，并积极探索Fe-Mn-Al-C系低密度钢在合金设计、抗氢脆方面的技术问题，这也是Fe-Mn-Al-C系低密度钢今后需要进一步深入研究、攻克的难题。邢梅, 林方敏, 唐立志, 武学俊, 章小峰, 黄贞益. Al元素对Fe-Mn-Al-C系低密度钢的影响特性综述[J]. 中国冶金, 2022, 32(2): 15-26. XING Mei, LIN Fang-min, TANG Li-zhi, WU Xue-jun, ZHANG Xiao-feng, HUANG Zhen-yi. Effect of Al on properties of Fe-Mn-Al-C low density steel[J]. China Metallurgy, 2022, 32(2): 15-26.
