Fe-30Mn-9Al-1C輕質鋼成型性能研究

邢 佳，侯利鋒，杜華云，劉寶勝，衛(wèi)英慧，

(1.太原理工大學 材料科學與工程學院，太原 030024；2.太原科技大學 材料科學與工程學院，太原 030024)

高Mn、Al含量的Fe-Mn-Al-C輕質鋼是一種新型汽車結構鋼，由于其兼具高強度、高塑性、低密度和強沖擊能量吸收性能的特點，近年來受到了研究者的廣泛關注[1-2]。Fe-Mn-Al-C鋼按照相組成可以分為奧氏體單相鋼和奧氏體-鐵素體雙相鋼，其中奧氏體單相鋼由于組織均一具有很好的塑性性能，同時流變應力高，應變強化能力優(yōu)異。PARK et al在研究中發(fā)現(xiàn)Fe-28Mn-9Al-0.8C奧氏體鋼室溫拉伸伸長率可達100%[3]。在汽車工業(yè)中，鋼鐵材料通常以板材的形式被加工成型為各種零部件，因此好的成型性能是汽車鋼實現(xiàn)廣泛應用的前提條件。目前針對汽車用先進高強鋼成型性能研究主要集中在雙相鋼(Dual-phase steel)[4]、淬火延性鋼(Quenching-partitioning steel)[5]等低合金鋼以及相變誘導塑性鋼(Transformation induced plasticity steel)和孿生誘導塑性鋼(Twinning induced plasticity steel)等中等程度合金鋼[6-7]，而對于重度合金化的高Mn、Al含量Fe-Mn-Al-C鋼的成型性能研究鮮有報道。本研究通過單軸拉伸測試測定實驗鋼拉伸應變硬化指數(shù)(n值)和塑性應變比(r值)，通過埃里克森杯突測試測定實驗鋼的杯突值以考察其深沖成型能力，通過與現(xiàn)有汽車鋼進行對比來研究Fe-30Mn-9Al-1C鋼室溫加工成型性能，為這種鋼在實際應用中能夠獲得良好的成型加工性能提供一定的理論參考和數(shù)據(jù)支持。

1 實驗方法

將厚度為1.5 mm的Fe-30Mn-9Al-1C冷軋鋼板在1 050 ℃下退火1 h，隨爐冷卻至800 ℃后出爐水冷至室溫。根據(jù)ASTM E8/E8M標準進行室溫拉伸測試，應變速率采用10-3s-1，拉伸試樣規(guī)格如圖1所示。對比材料選擇商用高強度低合金鋼B410LA、雙相鋼DP780以及低碳鋼DC06(以上鋼種均采取寶鋼牌號)，實驗鋼及對比用鋼化學成分列于表1。對比鋼板厚度分別為：B410LA，1.7 mm；DP780，1.7 mm；DC06，0.8 mm.拉伸試樣從三個方向上進行取樣，分別是平行于軋制方向、垂直于軋制方向和與軋制方向呈45°方向。試樣測試前使用砂紙打磨祛除表面氧化物以及加工痕跡，打磨后表面的粗糙度等級在2.0 μm以下。埃里克森杯突測試根據(jù)GB/T 4156-2007標準在GBS-60B數(shù)顯自動杯突試驗機上進行。杯突試件為80 mm×80 mm鋼板，表面預處理過程與拉伸試樣一致。試件實驗前在與凸模接觸面涂抹機油，測試過程中的壓邊力為10 kN，凸模位移速度為0.02 mm/s.用于微觀組織觀察的試樣通過標準的金相加工過程制備，金相腐蝕劑為6%硝酸酒精溶液。采用TESCAN Mira3 LMH型場發(fā)射掃描電鏡對試樣的微觀組織進行觀察；采用JEM-2100F型透射電鏡對變形后組織的微觀形貌進行觀察，透射試樣經(jīng)雙噴減薄制備，電解液為10%高氯酸乙醇溶液。

單位：mm圖1 拉伸試樣圖Fig.1 Diagram of tensile specimen

試樣種類化學成分質量分數(shù)/%CMnAlNbSPFeFe-30Mn-9Al-1C1.01029.89.10-0.0030.015余量B410LA0.1501.80.100.080.0090.020余量DP7800.1302.01.60-0.0090.025余量DC060.0030.10.05-0.0050.015余量

2 實驗結果與分析

2.1 力學性能

圖2為Fe-30Mn-9Al-1C鋼與3種對比鋼室溫拉伸真應力-真應變曲線。可以看出，實驗鋼的強度性能最為優(yōu)異，然而塑性伸長性能在不同方向間相差較大，其原因可能與冷軋后退火不完全有關。在考慮取樣方向的條件下，實驗鋼各方向上的屈服強度與B410LA鋼接近，同時要明顯高于DP780鋼和DC06鋼，而實驗鋼的抗拉強度在4種鋼中最高。在伸長率數(shù)據(jù)方面，DC06鋼性能最優(yōu)，各個方向上的數(shù)值接近。實驗鋼在沿軋制方向上的伸長率最高，達到53%，然而在垂直于軋制方向和與軋制方向呈45°的方向上，伸長率都僅有24%.總體來看，實驗鋼伸長率數(shù)值要高于B410LA鋼和DP780鋼。

根據(jù)《GB/T 5028-2008金屬材料薄板和薄帶拉伸應變硬化指數(shù)(n值)的測定》以及《GB/T 5027-2007金屬材料薄板和薄帶塑性應變比(r值)的測定》來測定四種材料的n、r值。以Fe-30Mn-9Al-1C鋼為例，在其真應力真應變曲線上均勻塑性變形部分(沿軋制方向拉伸曲線真應變0.05-0.40部分)選取5個數(shù)據(jù)點，將這些數(shù)據(jù)點在真應變-真應力雙對數(shù)坐標中進行線性回歸，得到的直線斜率即為實驗鋼的應變硬化指數(shù)n值。測定r值時，控制試樣變形至均勻塑性變形階段中的某一位置停止實驗，測量此時試樣平行長度部分的寬度(b)與標距(L)數(shù)值，按照公式(1)進行計算得到r值取值，其中b0為原始寬度，L0為原始標距。

(1)

圖2 Fe-30Mn-9Al-1C鋼以及3種對比鋼室溫拉伸真應力-真應變曲線Fig.2 True stress-strain curves of Fe-30Mn-9Al-1C steel and three comparative steels at room temperature tensile tests

本實驗的n、r值測量結果列于表2。n值的物理意義在于它能反應材料均勻變形的能力，其值越大則說明材料在變形過程中抵抗失穩(wěn)的能力越強，因此n值可以作為考量材料成型性能的重要參數(shù)。r值的定義為材料在均勻變形過程中寬度方向的應變量與厚度方向的應變量之比，其值越大則說明材料在寬度方向上的變形比在厚度方向上的變形更容易。r值較大的材料具有更好的深沖性能[8-9]。通過表2中數(shù)據(jù)可以得出，實驗鋼沿軋制方向的n值(0.30)要明顯高于另外兩個方向上的n值(0.19，0.22)，與DC06鋼的n值(0.31～0.35)相當，說明實驗鋼在軋制方向上的抗變形失穩(wěn)能力更強。實驗鋼在三個方向上的r值水平雖低于DC06鋼，但明顯優(yōu)于B410LA和DP780兩種鋼?；谏鲜鼋Y果，F(xiàn)e-30Mn-9Al-1C鋼在單軸變形的情況下，其抗變形能力優(yōu)于B410LA和DP780兩種鋼，同時其屈服強度和抗拉強度也明顯高于其他對比鋼。

表2 Fe-30Mn-9Al-1C鋼與三種對比鋼室溫拉伸力學性能Table 2 Tensile mechanical properties of Fe-30Mn-9Al-1C steel and three comparative steels

2.2 顯微組織

圖3(a)所示為實驗鋼拉伸測試前的金相組織，可以看出基體為完全奧氏體組織，由等軸狀再結晶晶粒組成，考慮到孿晶界的影響，其晶粒尺寸為39 μm±7 μm.部分晶粒內(nèi)仍然可以觀察到變形組織存在，說明這部分晶粒沒有發(fā)生再結晶，基體中仍然存在部分殘余應力。這種情況是退火不完全造成的，基體由于軋制引起的板織構在退火以后不能完全消除，這也是先前實驗中實驗鋼各方向間n值有較大差異的內(nèi)在原因。圖3(b)顯示了實驗鋼沿軋制方向拉伸變形后距斷口處3 mm的平行長度部分的SEM顯微組織，可以看出奧氏體晶粒受到變形的影響而被軸向拉長，晶界處分布有顆粒狀析出相。插圖所示為該顆粒狀析出相的EDS分析結果，其中Al、C元素含量較高，結合本課題組先前的研究推測，該析出相為κ-碳化物。當鋼中錳、鋁含量較高時，在熱處理過程中，κ-碳化物在奧氏體晶界處有較大的析出趨勢，有的報道證實κ-碳化物可以在固溶淬火狀態(tài)下析出[10-11]。在本實驗中，實驗鋼退火后的緩慢冷卻過程為κ-碳化物析出提供了有利條件。κ-碳化物的析出會提高Fe-Mn-Al-C鋼的強度，本研究中實驗鋼的屈服強度達到了800 MPa以上，這一性能明顯高于常見的汽車結構鋼水平。材料具有較高的屈服強度能夠為車身提供更好的抗變形能力，提高車輛碰撞過程中的安全性能。然而沿晶分布的κ-碳化物會對鋼的塑性造成不利影響，在變形過程中引發(fā)沿晶開裂[12]。

高錳鋼塑性變形機制受到層錯能的直接影響。Fe-Mn-C系TWIP鋼和TRIP鋼的塑性變形機制，分別以生成形變孿晶和發(fā)生馬氏體相變?yōu)樘卣?。TWIP鋼的層錯能范圍一般在20～35 mJ/m2，而TRIP鋼的層錯能要更低(小于18 mJ/m2)，其所處的層錯能水平?jīng)Q定了各自的變形機制[13]。通過圖3(b)可知變形后的組織并沒有發(fā)現(xiàn)形變孿晶，也觀察不到有馬氏體相形成。根據(jù)亞正則溶體熱力學(subregular solution thermodynamic)模型計算得到Fe-30Mn-9Al-1C的層錯能為92.7 mJ/m2[14]，在這一層錯能水平下，高錳鋼的變形機制以位錯滑移為主。TWIP和TRIP鋼分別以孿生和相變作為增塑機制，高層錯能的Fe-Mn-Al-C鋼雖然只發(fā)生位錯滑移，但是如引言所述，其塑性伸長率可高達100%.這是因為在較高的層錯能條件下，位錯在Fe-Mn-Al-C鋼中仍然能夠以平面滑移的方式進行運動。隨著應變水平的增加，這種平面滑移的方式能夠在基體中形成不同類型的低能位錯結構，如泰勒晶格(Taylor lattice)、疇界(domain boundary)和微帶(Microband)等[10]。施加到基體的應力穩(wěn)定地儲存在這些位錯結構當中，使得基體具有優(yōu)異的塑性性能，這種增塑機制也被稱作微帶誘導塑性(microband-induced plasticity,MBIP)機制[15]。圖4(a)顯示了實驗鋼拉伸變形后的TEM微觀組織，可以看出基體中產(chǎn)生了大量的位錯并相互纏結。圖4(b)為變形后基體的選區(qū)電子衍射(SAED)結果，其只出現(xiàn)了奧氏體相的衍射斑點，說明奧氏體組織在變形過程中十分穩(wěn)定，變形并不會引起相變的發(fā)生。

圖3 Fe-30Mn-9Al-1C鋼拉伸測試前后的組織形貌，其中(a)為拉伸前奧氏體的金相組織，(b)為拉伸后平行長度部分的SEM圖片，插圖為晶界處析出物的EDS分析結果Fig.3 Microstructure of Fe-30Mn-9Al-1C steel before and after tensile test. (a) Optical micrograph of austenite before tensile test; (b) the SEM microstructure of reduced section after tensile test. The insert shows the EDS analysis results of precipitates at grain boundaries

圖4 拉伸變形后平行長度部分的TEM形貌(a)以及對基體的SAED結果(b)Fig.4 TEM microstructure of reduced section after the tensile (a) and the SAED result of matrix

2.3 杯突測試

圖5所示為Fe-30Mn-9Al-1C鋼與3種對比鋼的埃里克森杯突測試結果。由于板材厚度存在差異，不利于直接對比杯突值來判斷成型性能優(yōu)劣，因此將所有試樣的杯突值(IE)對其厚度進行歸一化處理，以1.5 mm為基準。歸一化前后的杯突值列于表3中。歸一化后的實驗鋼杯突值低于3種對比鋼，這一結果與之前的n、r值測試分析結果有所不同。造成這一現(xiàn)象的原因可能有兩個方面。其一是n、r值的測量是建立在單軸拉伸數(shù)據(jù)之上的，而杯突測試中鋼板受到雙軸方向外力引發(fā)形變。Fe-30Mn-9Al-1C鋼屬于重度合金化鋼，基體中合金元素比例較高，極易產(chǎn)生局部有序化或者長程有序化，造成顯著的各向異性。其二是重度合金化鋼在軋制之后能形成很強的織構，若想消除這類織構需要較長時間的退火處理。本文中冷軋的Fe-30Mn-9Al-1C鋼于1 050 ℃下退火1 h的處理時間可能難以完全消除軋制產(chǎn)生的織構，因而使得退火板存在較明顯的各向異性。此外，實驗鋼在沖壓過程中變形能力不足，這可能與基體中存在沿晶分布的κ-碳化物有關。圖6所示為Fe-30Mn-9Al-1C鋼拉伸斷口形貌，有明顯的沿晶斷裂特征，結合之前的微觀組織形貌可以推斷這種現(xiàn)象是沿晶κ-碳化物析出造成的。κ-碳化物的存在降低了實驗鋼的塑性變形能力，應力容易在硬質κ-碳化物處集中，造成沿晶開裂。

圖5 Fe-30Mn-9Al-1C鋼以及3種對比鋼的埃里克森杯突測試結果Fig.5 Results of Erichsen cupping test for Fe-30Mn-9Al-1C and three comparative steels

試樣種類實測杯突值/mm歸一化后的杯突值/mmFe-30Mn-9Al-1C3.853.85B410LA9.568.44DP78010.369.14DC062.424.54

基于上述實驗結果可以對Fe-30Mn-9Al-1C鋼的退火工藝提出合理化建議，即為了完全消除冷軋過程產(chǎn)生的織構，退火時間應適當延長；同時為了避免有序化程度過高，退火溫度應該以不高于再結晶溫度100 ℃為宜；此外，為了避免沿晶κ-碳化物大量析出，熱處理后的冷卻速度應盡量加快，由此引起的淬火應力問題可以通過增加低溫回火過程加以緩解。

圖6 Fe-30Mn-9Al-1C鋼拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of Fe-30Mn-9Al-1C steel

3 結論

1) 經(jīng)冷軋退火后的Fe-30Mn-9Al-1C鋼具有優(yōu)異的強度性能，屈服強度可超過800 MPa，同時沿軋制方向上的伸長率可達53%，具有很好的強度和塑性組合性能。在不同方向上拉伸測試的塑性性能的明顯差異是由不完全退火導致的。

2) Fe-30Mn-9Al-1C鋼的變形機制以位錯滑移為主，變形過程中沒有發(fā)生孿生以及相變，基體的增塑機制為微帶誘導塑性機制。

3) 根據(jù)n、r值測定結果，F(xiàn)e-30Mn-9Al-1C鋼單軸方向成型性能優(yōu)于B410LA鋼和DP780鋼，但是低于DC06鋼。埃里克森杯突測試中Fe-30Mn-9Al-1C鋼的杯突值低于B410LA鋼和DP780鋼。造成這種現(xiàn)象的原因包括重度合金化引起的有序化、強烈的軋制織構以及奧氏體晶界處析出的κ-碳化物。對Fe-30Mn-9Al-1C鋼來說，合理的退火過程應該具備較低的退火溫度、較長的退火時間以及熱處理之后較快的冷卻速度。