与传统钢相比，高锰高铝Fe-Mn-Al-C钢具有显著的轻量化潜力，因此在轻量工程应用中极具吸引力[1], [2], [3], [4]。提高Mn含量可稳定奥氏体，使基体在室温下保持奥氏体结构。此外，Al的原子量低于Fe，原子半径较大，提高Al含量可显著降低钢的密度。据报道，Al含量每增加1 wt.%，密度降低约1.3%。因此，高锰高铝Fe-Mn-Al-C钢兼具奥氏体基体的良好塑性和低密度的优势[5], [6]。这些钢因奥氏体基体中存在有序L12结构纳米级κ碳化物，可提供显著强化效果，引起了广泛关注[5], [7]。相比之下，晶界κ碳化物对塑性有害。当纳米级κ碳化物以约5%–35%的体积分数分布在晶粒内部时，它们可在塑性变形过程中被滑移位错剪切，提供250–500 MPa的额外强化效果[5], [8], [9], [10]。此外，适当添加Cr可细化κ碳化物，从而提高钝化膜质量并增强点蚀耐蚀性[4], [5], [11]。Fe-Mn-Al-C-Ni-Cr奥氏体轻质钢具有含纳米级κ碳化物的γ奥氏体基体[5], [7], [12]。因此，它们具有良好的强度和耐蚀性组合，是某些Fe-Cr不锈钢在特定应用中的潜在替代材料[11], [13], [14]。
基于κ碳化物细化的强化策略通常依赖于稳定韧性奥氏体基体同时抑制脆性金属间化合物，或在基体中引入纳米级脆性析出相。除κ碳化物外，Kim等人[15]首次报道了在含Ni高锰高铝Fe-Mn-Al-C钢退火过程中可能形成B2相，通常观察为沿奥氏体晶界分布的拉长析出相。在Fe-8.0Al-29.0Mn-0.90C-1.5Si钢中也报道了类似现象，淬火过程中的有序转变导致γ晶界形成离散的混合(α + DO3)颗粒[16]。这类晶间析出相通常被认为不利于力学性能。在Fe-15Mn-10Al-0.86C-5Ni钢中，B2相比奥氏体基体更强硬，将其尺寸减小到纳米尺度可有效提高钢的强度。最近，He、An及合作者[17], [18], [19]提出了一种涉及B2相和κ碳化物的双纳米析出策略，在保持良好延伸率的同时显著提高强度。这些小的不可剪切晶内析出相通过Orowan机制强化钢，从而提高强度和韧性。此外，Hwang等人[20]优化了合金成分和热处理，促进多边形B2相主要沿再结晶奥氏体晶界析出。DO3相在B2相内部形成，κ碳化物在奥氏体中析出，形成多纳米析出微观组织。这种微观组织通过再结晶奥氏体晶界多边形B2相和多种纳米级晶内析出相的协同强化效果实现强韧性平衡。
由于Al、Mn和C含量相对较高，高锰高铝Fe-Mn-Al-C奥氏体轻质钢表现出显著增加的层错能(SFE)和增强的奥氏体稳定性。因此，其变形机制从低SFE钢中常见的TRIP和TWIP效应转变为平面位错滑移[2], [21], [22], [23]。这种转变表明变形引入的线缺陷可能为控制析出提供独特机遇。特别是，滑移带可作为析出相的优先形核位点，从而促进可控的晶内析出，引入析出强化以补偿单一奥氏体基体强度的不足。类似现象已在Fe-Mn-Al-C-Ni钢[24]和Fe-Mn-Al-C-Nb钢[25]中报道。例如，Nb(C, N)等析出相可在晶体缺陷辅助下在基体中形核。在Fe-Mn-Al-C-Ni钢中，调控B2/奥氏体双相低密度钢中B2金属间化合物的形貌和分布，可诱导滑移带内析出[24]。除κ碳化物外，α析出相也可能在特定合金成分和退火条件下形成。这类析出相通常作为沿γ奥氏体晶界的拉长结构分布[26]，但也可能沿滑移带或孪晶界形成[27]。Kim等人[27]进一步研究了滑移带区域脆性金属间化合物的析出行为，强调了其在优化低密度钢力学性能中的重要作用。Chen等人[24]通过缺陷工程将不可剪切DO3颗粒引入晶内，从而改善了Fe-30Mn-11Al-1.2C低密度钢中屈服强度与应变硬化能力之间的关系。然而，变形程度、滑移特征和退火条件对B2相分布和体积分数影响尚未系统阐明。此外，Fe-Mn-Al-C钢中不同晶体学缺陷位点上析出相形成和演化机制仍有待系统研究。
本研究选择Fe-Mn-Al-C-Ni-Cr钢作为模型合金，提出"滑移带介导相变控制"概念。系统研究了冷轧减薄率对滑移带特征及短时退火后续析出的影响。阐明了滑移带和晶界上析出相的竞争形核与长大，及其分布、形貌和体积分数演化。此外，建立了析出相、拉伸性能和断裂行为之间的关系。基于这些发现，提出了"缺陷引导-相变控制-性能优化"协同机制，为开发具有高稳定奥氏体和复杂析出相相互作用低密度钢提供了有效策略。
