高錳鋁Fe－26Mn－6Al－C鋼組織性能研究

何剛，荊濤，孟偉，閻培澤，趙瑛珺

(1.遼寧冶金職業(yè)技術(shù)學(xué)院，遼寧 本溪 117022;2.本溪鋼鐵集團(tuán)公司質(zhì)量管理中心，遼寧 本溪 117000;3.本溪鋼鐵集團(tuán)公司熱連軋廠，遼寧 本溪 117000)

汽車輕量化是汽車發(fā)展的主要方向，而減輕車身材料的質(zhì)量是減輕車重的有效途徑。由此，許多鋼鐵企業(yè)競相研發(fā)和采用先進(jìn)高強(qiáng)鋼，如 TRIP(transformationinduced plasticity)鋼、DP(dual phase)鋼、TWIP(twinning induced plasticity)鋼和馬氏體鋼等。

TRIP鋼——相變誘發(fā)塑性(TRIP)鋼，其高延展性來源于應(yīng)變條件下亞穩(wěn)態(tài)殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。這一轉(zhuǎn)變伴隨著體積膨脹，導(dǎo)致應(yīng)變期間應(yīng)變硬化系數(shù)的局部增加。這阻礙了縮頸的發(fā)生，使其均勻性和總延伸率得到提高，因而具有高強(qiáng)度和高延展性的優(yōu)點(diǎn)，更適用于沖壓成形。TWIP(Twins Induced Plasticity)鋼通常是指錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15%～30%的高錳鋼。這種鋼的微觀結(jié)構(gòu)與錳含量密切相關(guān)，能夠在塑性變形的過程中表現(xiàn)出較高的延展性和優(yōu)越的強(qiáng)度特性。TWIP效應(yīng)又稱孿生誘發(fā)塑性效應(yīng)，是指超高錳鋼中因?yàn)闄C(jī)械孿生的形成而具有不尋常的塑性。TWIP鋼具有高加工硬化率、高延展性、高強(qiáng)度等一系列特殊的機(jī)械性能。該鋼在變形后基體中存在大量細(xì)小的形變孿晶，室溫下可具有相變誘導(dǎo)塑性和孿晶誘導(dǎo)塑性的TWIP效應(yīng)，因而具有高的強(qiáng)度(1000 MPa以上)和極高的伸長率(60% ～90%)。

文中研究的Fe-26Mn-6Al-C鋼，是在拉伸條件下，通過對其應(yīng)力應(yīng)變曲線的分析以及在不同變形量時微觀組織的觀察，得出其組織性能之間的關(guān)系及強(qiáng)化機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料[2－3]

高錳鋼中加入較高含量的鋁，將提高奧氏體中的層錯能，抑制TRIP效應(yīng)和TWIP效應(yīng)的發(fā)生。材料發(fā)生應(yīng)變時，將通過產(chǎn)生剪切帶而誘發(fā)塑性，即SIP(Shear Band Induced Plasticity)。由此實(shí)驗(yàn)材料選用Fe-26Mn-6Al-C鋼板，軋制后產(chǎn)品的厚度為3 mm。合金化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為:錳26%，鋁6%，碳1%，余量為鐵。對實(shí)驗(yàn)材料進(jìn)行固溶和時效處理，其中時效時間分別為2，5，15，60 min。試驗(yàn)主要研究的是高錳高鋁鋼，在成分設(shè)計上首先考慮其具有較高的錳含量，從而保證在原始組織中產(chǎn)生一定量穩(wěn)定的奧氏體組織。另外，為了使奧氏體具有較高的層錯能，試驗(yàn)鋼中還應(yīng)含有較高含量的鋁。考慮到化學(xué)成分對試驗(yàn)鋼性能的影響，綜合各種因素，最終成分設(shè)計將錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)定為26%。

1.2 材料制備

在真空感應(yīng)電爐中熔煉實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼，澆注成50 kg坯料，坯料經(jīng)扒皮去頭后在1100℃保溫2 h，先粗軋至25 mm，然后用6道次熱軋至4 mm，終軋溫度為950℃，道次間板料都重新加熱至1100℃，并用氫氣作保護(hù)。軋至4 mm的熱軋板待板溫降至400℃時，立即送至設(shè)定溫度為400℃的馬弗爐中模擬卷取過程，30 min后取出空冷至室溫。冷卻至室溫的熱軋板用含鹽酸(10%)的80℃的水溶液酸洗后冷軋至3 mm。從冷軋板上按ASTMES標(biāo)準(zhǔn)加工拉伸試樣，軋制方向?yàn)榭v向平行。

1.3 實(shí)驗(yàn)鋼拉伸試樣的加工及熱處理工藝

在加工拉伸試樣時，第1步是將實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鑄錠加熱至1100℃并保溫2 h，去除氧化皮后在1100℃左右開軋的實(shí)驗(yàn)制度，主要是考慮到保溫時間太長會使得奧氏體晶粒粗大，不利于獲得細(xì)小均勻的鐵素體和第二相晶粒;保溫時間過短，會影響實(shí)驗(yàn)鋼的奧氏體化，并對軋制后的晶粒尺寸也有影響。第2步是將實(shí)驗(yàn)鋼熱軋成3～4 mm厚的板材，具體的軋制工藝如下所述。第3步是將實(shí)驗(yàn)鋼加工成板狀拉伸試樣。拉伸試樣分2種:直接熱軋后的拉伸試樣;經(jīng)過固溶處理后的拉伸試樣，其熱處理工藝是固溶處理淬火，即為將試樣加熱到1100℃保溫1 h后水冷。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 組織成分分析

將實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼加熱至1100℃，保溫2 h，熱軋至3 mm，水冷至400℃以下，以防止碳化物過度析出。再將熱軋后的材料在1100℃下保溫2 h進(jìn)行固溶處理，水冷至常溫。實(shí)驗(yàn)鋼固溶后的金相組織如圖1所示。

圖1 Fe-26Mn-6Al-C鋼固溶后組織Fig.1 The structure of Fe-26Mn-6Al-C steel after solution treatment

由圖1可見，實(shí)驗(yàn)鋼在經(jīng)過固溶處理后為穩(wěn)定單一的奧氏體組織，晶粒在20 μm左右，相鄰晶粒晶界夾角為120°。晶粒內(nèi)部存在有一定量的退火孿晶，這可能是由于試驗(yàn)鋼中鋁含量不高，鋼中奧氏體層錯能依然在一個較低的范圍內(nèi)，經(jīng)過長時間的固溶保溫后形成了一定數(shù)量的退火孿晶。

實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼透射電鏡照片如圖2所示。由圖2可見，除了奧氏體晶粒內(nèi)部存在退火孿晶外，在晶界處可見位錯塞積。這是由于在固溶處理后水冷時，冷卻速度較大，不同部位降溫速度不同，晶粒間產(chǎn)生一定的熱應(yīng)力，熱應(yīng)力集中造成了晶界處的位錯塞積。

圖2 Fe-26Mn-6Al-C鋼TEM照片F(xiàn)ig.2 The TEM photos of Fe-26Mn-6Al-C steel

2.2 不同變形量下的組織分析[4－5]

將熱軋后的實(shí)驗(yàn)鋼用電火花線切割加工成拉伸試樣，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。變形速率為10－3s－1。試驗(yàn)鋼在4%，10%，24%變形量下的金相照片如圖3所示。經(jīng)過固溶處理后，實(shí)驗(yàn)鋼的組織中有一定量退火孿晶出現(xiàn)。實(shí)驗(yàn)鋼依然為完全奧氏體，并且不隨拉伸而發(fā)生組織改變。

圖3 不同變形量下Fe-26Mn-6Al-C鋼金相組織Fig.3 The microstructure of Fe-26Mn-6Al-C steel under different deformations

由圖4可以看到，沿與軋制方向呈45°角切取拉伸試樣，其抗拉強(qiáng)度為1020 MPa以上，伸長率為40%;而與軋制方向呈90°角切取拉伸試樣，其抗拉強(qiáng)度為1070 MPa，伸長率為47%，兩者大致相同。這說明試驗(yàn)鋼經(jīng)過軋制后，各方向上的拉伸力學(xué)性能沒有明顯的差異。這可能是由于試驗(yàn)鋼有較大的奧氏體區(qū)，軋制后的試驗(yàn)鋼經(jīng)過水冷后，依然保持穩(wěn)定單一的奧氏體，并且由于奧氏體具有較多的滑移系，使得試驗(yàn)鋼在軋制平面內(nèi)沿不同方向上的力學(xué)性能大致相同，即在軋制平面內(nèi)各向異性表現(xiàn)不明顯。

圖4 與軋制方向不同角度切取拉伸試樣所得Fe-26Mn-6Al-C鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 The stress-strain curves of Fe-26Mn-6Al-C steel tensile specimens cut from different angles with rolling direction

實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼經(jīng)1100℃固溶處理后應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖5所示。由圖5可見，實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)過固溶處理后，抗拉強(qiáng)度為800 MPa，伸長率為57%。與熱軋后拉伸試樣應(yīng)力-應(yīng)變曲線對比可得，試驗(yàn)鋼經(jīng)過固溶處理后抗拉強(qiáng)度有了較大的下降，伸長率得到了一定的提高。這說明固溶處理能夠很好地消除試驗(yàn)鋼在熱軋時形成的加工硬化，使試驗(yàn)鋼的塑性得到了較大的提高。

圖5 實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼經(jīng)1100℃固溶處理后應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 The stress-strain curves of Fe-26Mn-6Al-C steel specimens with solution treatment at 1100℃

為了確定實(shí)驗(yàn)鋼不同拉伸變形階段的組織組成，以及實(shí)驗(yàn)鋼拉伸變形過程中的主要變形機(jī)制，對其變形前后的組織進(jìn)行了X射線衍射分析。

熱軋后狀態(tài)的實(shí)驗(yàn)鋼未經(jīng)固溶處理切取拉伸試樣，經(jīng)過拉伸試驗(yàn)前后的X射線衍射花樣如圖6所示。由衍射花樣可以看到在拉伸變形前后，只有面心立方的衍射峰，而沒有體心立方的衍射峰。這是由于加入鋁后奧氏體層錯能升高，不再發(fā)生TRIP效應(yīng)。

圖6 實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼熱軋后拉伸前后X射線衍射Fig.6 X-ray diffraction pattern of the Fe-26Mn-6Al-C test steel after hot rolling and before stretching

3 結(jié)語

通過對Fe-26Mn-6Al-C實(shí)驗(yàn)鋼的熱軋、固溶、時效處理等不同狀態(tài)下的組織進(jìn)行了觀察分析，測試了其力學(xué)性能，得出以下結(jié)論。

1)實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼密度約為6.983 kg/m3，較純鐵密度 7.874 kg/m3降低了約 11.4%。

2)熱軋后的實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼組織主要為奧氏體組織，晶粒約為20 μm左右。在晶粒內(nèi)部可見位錯塞積、退火孿晶、層錯等，且層錯密度較低。熱軋后的試驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度為850 MPa，抗拉強(qiáng)度為1080 MPa，伸長率為35%。

3)固溶處理后的實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼組織仍為奧氏體組織，晶粒有所長大，約為40 μm。晶粒中位錯密度減小，在晶粒內(nèi)部可見退火孿晶，晶界附近可見位錯塞積。固溶處理后實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度為400 MPa，抗拉強(qiáng)度為690 MPa，伸長率為55%。

4)不同變形量下的實(shí)驗(yàn)用Fe-26Mn-6Al-C鋼在塑性變形初期，以滑移為主要的變形機(jī)制，塑性變形后期，滑移不能使材料產(chǎn)生足夠的塑性，發(fā)生TWIP效應(yīng)，以產(chǎn)生更好的塑性。

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