邢 佳，侯利鋒，杜華云，劉寶勝，衛(wèi)英慧，

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

高M(jìn)n、Al含量的Fe-Mn-Al-C輕質(zhì)鋼是一種新型汽車(chē)結(jié)構(gòu)鋼，由于其兼具高強(qiáng)度、高塑性、低密度和強(qiáng)沖擊能量吸收性能的特點(diǎn)，近年來(lái)受到了研究者的廣泛關(guān)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(shí)流變應(yīng)力高，應(yīng)變強(qiáng)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(zhǎng)率可達(dá)100%[3]。在汽車(chē)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(chē)鋼實(shí)現(xiàn)廣泛應(yīng)用的前提條件。目前針對(duì)汽車(chē)用先進(jìn)高強(qiáng)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(dǎo)塑性鋼(Transformation induced plasticity steel)和孿生誘導(dǎo)塑性鋼(Twinning induced plasticity steel)等中等程度合金鋼[6-7]，而對(duì)于重度合金化的高M(jìn)n、Al含量Fe-Mn-Al-C鋼的成型性能研究鮮有報(bào)道。本研究通過(guò)單軸拉伸測(cè)試測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼拉伸應(yīng)變硬化指數(shù)(n值)和塑性應(yīng)變比(r值)，通過(guò)埃里克森杯突測(cè)試測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼的杯突值以考察其深沖成型能力，通過(guò)與現(xiàn)有汽車(chē)鋼進(jìn)行對(duì)比來(lái)研究Fe-30Mn-9Al-1C鋼室溫加工成型性能，為這種鋼在實(shí)際應(yīng)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(shí)驗(yàn)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(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行室溫拉伸測(cè)試，應(yīng)變速率采用10-3s-1，拉伸試樣規(guī)格如圖1所示。對(duì)比材料選擇商用高強(qiáng)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(hào))，實(shí)驗(yàn)鋼及對(duì)比用鋼化學(xué)成分列于表1。對(duì)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(gè)方向上進(jìn)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(cè)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(jí)在2.0 μm以下。埃里克森杯突測(cè)試根據(jù)GB/T 4156-2007標(biāo)準(zhǔn)在GBS-60B數(shù)顯自動(dòng)杯突試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。杯突試件為80 mm×80 mm鋼板，表面預(yù)處理過(guò)程與拉伸試樣一致。試件實(shí)驗(yàn)前在與凸模接觸面涂抹機(jī)油，測(cè)試過(guò)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(guò)標(biāo)準(zhǔn)的金相加工過(guò)程制備，金相腐蝕劑為6%硝酸酒精溶液。采用TESCAN Mira3 LMH型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)試樣的微觀組織進(jìn)行觀察；采用JEM-2100F型透射電鏡對(duì)變形后組織的微觀形貌進(jìn)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(lèi)化學(xué)成分質(zhì)量分?jǐn)?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(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

圖2為Fe-30Mn-9Al-1C鋼與3種對(duì)比鋼室溫拉伸真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)。可以看出，實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度性能最為優(yōu)異，然而塑性伸長(zhǎng)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(guān)。在考慮取樣方向的條件下，實(shí)驗(yàn)鋼各方向上的屈服強(qiáng)度與B410LA鋼接近，同時(shí)要明顯高于DP780鋼和DC06鋼，而實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度在4種鋼中最高。在伸長(zhǎng)率數(shù)據(jù)方面，DC06鋼性能最優(yōu)，各個(gè)方向上的數(shù)值接近。實(shí)驗(yàn)鋼在沿軋制方向上的伸長(zhǎng)率最高，達(dá)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(zhǎng)率都僅有24%.總體來(lái)看，實(shí)驗(yàn)鋼伸長(zhǎng)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(yīng)變硬化指數(shù)(n值)的測(cè)定》以及《GB/T 5027-2007金屬材料薄板和薄帶塑性應(yīng)變比(r值)的測(cè)定》來(lái)測(cè)定四種材料的n、r值。以Fe-30Mn-9Al-1C鋼為例，在其真應(yīng)力真應(yīng)變曲線(xiàn)上均勻塑性變形部分(沿軋制方向拉伸曲線(xiàn)真應(yīng)變0.05-0.40部分)選取5個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)，將這些數(shù)據(jù)點(diǎn)在真應(yīng)變-真應(yīng)力雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)中進(jìn)行線(xiàn)性回歸，得到的直線(xiàn)斜率即為實(shí)驗(yàn)鋼的應(yīng)變硬化指數(shù)n值。測(cè)定r值時(shí)，控制試樣變形至均勻塑性變形階段中的某一位置停止實(shí)驗(yàn)，測(cè)量此時(shí)試樣平行長(zhǎng)度部分的寬度(b)與標(biāo)距(L)數(shù)值，按照公式(1)進(jìn)行計(jì)算得到r值取值，其中b0為原始寬度，L0為原始標(biāo)距。

(1)

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

本實(shí)驗(yàn)的n、r值測(cè)量結(jié)果列于表2。n值的物理意義在于它能反應(yīng)材料均勻變形的能力，其值越大則說(shuō)明材料在變形過(guò)程中抵抗失穩(wěn)的能力越強(qiáng)，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(guò)程中寬度方向的應(yīng)變量與厚度方向的應(yīng)變量之比，其值越大則說(shuō)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(guò)表2中數(shù)據(jù)可以得出，實(shí)驗(yàn)鋼沿軋制方向的n值(0.30)要明顯高于另外兩個(gè)方向上的n值(0.19，0.22)，與DC06鋼的n值(0.31～0.35)相當(dāng)，說(shuō)明實(shí)驗(yàn)鋼在軋制方向上的抗變形失穩(wěn)能力更強(qiáng)。實(shí)驗(yàn)鋼在三個(gè)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(jié)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(shí)其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度也明顯高于其他對(duì)比鋼。

表2 Fe-30Mn-9Al-1C鋼與三種對(duì)比鋼室溫拉伸力學(xué)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(shí)驗(yàn)鋼拉伸測(cè)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(jié)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(shuō)明這部分晶粒沒(méi)有發(fā)生再結(jié)晶，基體中仍然存在部分殘余應(yīng)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(gòu)在退火以后不能完全消除，這也是先前實(shí)驗(yàn)中實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼沿軋制方向拉伸變形后距斷口處3 mm的平行長(zhǎng)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(zhǎng)，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(jié)果，其中Al、C元素含量較高，結(jié)合本課題組先前的研究推測(cè)，該析出相為κ-碳化物。當(dāng)鋼中錳、鋁含量較高時(shí)，在熱處理過(guò)程中，κ-碳化物在奧氏體晶界處有較大的析出趨勢(shì)，有的報(bào)道證實(shí)κ-碳化物可以在固溶淬火狀態(tài)下析出[10-11]。在本實(shí)驗(yàn)中，實(shí)驗(yàn)鋼退火后的緩慢冷卻過(guò)程為κ-碳化物析出提供了有利條件。κ-碳化物的析出會(huì)提高Fe-Mn-Al-C鋼的強(qiáng)度，本研究中實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度達(dá)到了800 MPa以上，這一性能明顯高于常見(jiàn)的汽車(chē)結(jié)構(gòu)鋼水平。材料具有較高的屈服強(qiáng)度能夠?yàn)檐?chē)身提供更好的抗變形能力，提高車(chē)輛碰撞過(guò)程中的安全性能。然而沿晶分布的κ-碳化物會(huì)對(duì)鋼的塑性造成不利影響，在變形過(guò)程中引發(fā)沿晶開(kāi)裂[12]。

高錳鋼塑性變形機(jī)制受到層錯(cuò)能的直接影響。Fe-Mn-C系TWIP鋼和TRIP鋼的塑性變形機(jī)制，分別以生成形變孿晶和發(fā)生馬氏體相變?yōu)樘卣鳌WIP鋼的層錯(cuò)能范圍一般在20～35 mJ/m2，而TRIP鋼的層錯(cuò)能要更低(小于18 mJ/m2)，其所處的層錯(cuò)能水平?jīng)Q定了各自的變形機(jī)制[13]。通過(guò)圖3(b)可知變形后的組織并沒(méi)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(xué)(subregular solution thermodynamic)模型計(jì)算得到Fe-30Mn-9Al-1C的層錯(cuò)能為92.7 mJ/m2[14]，在這一層錯(cuò)能水平下，高錳鋼的變形機(jī)制以位錯(cuò)滑移為主。TWIP和TRIP鋼分別以孿生和相變作為增塑機(jī)制，高層錯(cuò)能的Fe-Mn-Al-C鋼雖然只發(fā)生位錯(cuò)滑移，但是如引言所述，其塑性伸長(zhǎng)率可高達(dá)100%.這是因?yàn)樵谳^高的層錯(cuò)能條件下，位錯(cuò)在Fe-Mn-Al-C鋼中仍然能夠以平面滑移的方式進(jìn)行運(yùn)動(dòng)。隨著應(yīng)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(lèi)型的低能位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，如泰勒晶格(Taylor lattice)、疇界(domain boundary)和微帶(Microband)等[10]。施加到基體的應(yīng)力穩(wěn)定地儲(chǔ)存在這些位錯(cuò)結(jié)構(gòu)當(dāng)中，使得基體具有優(yōu)異的塑性性能，這種增塑機(jī)制也被稱(chēng)作微帶誘導(dǎo)塑性(microband-induced plasticity,MBIP)機(jī)制[15]。圖4(a)顯示了實(shí)驗(yàn)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(cuò)并相互纏結(jié)。圖4(b)為變形后基體的選區(qū)電子衍射(SAED)結(jié)果，其只出現(xiàn)了奧氏體相的衍射斑點(diǎn)，說(shuō)明奧氏體組織在變形過(guò)程中十分穩(wěn)定，變形并不會(huì)引起相變的發(fā)生。

圖3 Fe-30Mn-9Al-1C鋼拉伸測(cè)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(zhǎng)度部分的SEM圖片，插圖為晶界處析出物的EDS分析結(jié)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(zhǎng)度部分的TEM形貌(a)以及對(duì)基體的SAED結(jié)果(b)Fig.4 TEM microstructure of reduced section after the tensile (a) and the SAED result of matrix

2.3 杯突測(cè)試

圖5所示為Fe-30Mn-9Al-1C鋼與3種對(duì)比鋼的埃里克森杯突測(cè)試結(jié)果。由于板材厚度存在差異，不利于直接對(duì)比杯突值來(lái)判斷成型性能優(yōu)劣，因此將所有試樣的杯突值(IE)對(duì)其厚度進(jìn)行歸一化處理，以1.5 mm為基準(zhǔn)。歸一化前后的杯突值列于表3中。歸一化后的實(shí)驗(yàn)鋼杯突值低于3種對(duì)比鋼，這一結(jié)果與之前的n、r值測(cè)試分析結(jié)果有所不同。造成這一現(xiàn)象的原因可能有兩個(gè)方面。其一是n、r值的測(cè)量是建立在單軸拉伸數(shù)據(jù)之上的，而杯突測(cè)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(zhǎng)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(qiáng)的織構(gòu)，若想消除這類(lèi)織構(gòu)需要較長(zhǎng)時(shí)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(shí)間可能難以完全消除軋制產(chǎn)生的織構(gòu)，因而使得退火板存在較明顯的各向異性。此外，實(shí)驗(yàn)鋼在沖壓過(guò)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(guān)。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(jié)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(shí)驗(yàn)鋼的塑性變形能力，應(yīng)力容易在硬質(zhì)κ-碳化物處集中，造成沿晶開(kāi)裂。

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

試樣種類(lèi)實(shí)測(cè)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(shí)驗(yàn)結(jié)果可以對(duì)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(guò)程產(chǎn)生的織構(gòu)，退火時(shí)間應(yīng)適當(dāng)延長(zhǎng)；同時(shí)為了避免有序化程度過(guò)高，退火溫度應(yīng)該以不高于再結(jié)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(yīng)盡量加快，由此引起的淬火應(yīng)力問(wèn)題可以通過(guò)增加低溫回火過(guò)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(jié)論

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

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

3) 根據(jù)n、r值測(cè)定結(jié)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(cè)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(qiáng)烈的軋制織構(gòu)以及奧氏體晶界處析出的κ-碳化物。對(duì)Fe-30Mn-9Al-1C鋼來(lái)說(shuō)，合理的退火過(guò)程應(yīng)該具備較低的退火溫度、較長(zhǎng)的退火時(shí)間以及熱處理之后較快的冷卻速度。