Fe-30Mn-9Al-1C轻质钢成型性能研究

邢 佳，侯利锋，杜华云，刘宝胜，卫英慧，

(1.太原理工大学 材料科学与工程学院，太原 030024；2.太原科技大学 材料科学与工程学院，太原 030024)

高Mn、Al含量的Fe-Mn-Al-C轻质钢是一种新型汽车结构钢，由于其兼具高强度、高塑性、低密度和强冲击能量吸收性能的特点，近年来受到了研究者的广泛关注[1-2]。Fe-Mn-Al-C钢按照相组成可以分为奥氏体单相钢和奥氏体-铁素体双相钢，其中奥氏体单相钢由于组织均一具有很好的塑性性能，同时流变应力高，应变强化能力优异。PARK et al在研究中发现Fe-28Mn-9Al-0.8C奥氏体钢室温拉伸伸长率可达100%[3]。在汽车工业中，钢铁材料通常以板材的形式被加工成型为各种零部件，因此好的成型性能是汽车钢实现广泛应用的前提条件。目前针对汽车用先进高强钢成型性能研究主要集中在双相钢(Dual-phase steel)[4]、淬火延性钢(Quenching-partitioning steel)[5]等低合金钢以及相变诱导塑性钢(Transformation induced plasticity steel)和孪生诱导塑性钢(Twinning induced plasticity steel)等中等程度合金钢[6-7]，而对于重度合金化的高Mn、Al含量Fe-Mn-Al-C钢的成型性能研究鲜有报道。本研究通过单轴拉伸测试测定实验钢拉伸应变硬化指数(n值)和塑性应变比(r值)，通过埃里克森杯突测试测定实验钢的杯突值以考察其深冲成型能力，通过与现有汽车钢进行对比来研究Fe-30Mn-9Al-1C钢室温加工成型性能，为这种钢在实际应用中能够获得良好的成型加工性能提供一定的理论参考和数据支持。

1 实验方法

将厚度为1.5 mm的Fe-30Mn-9Al-1C冷轧钢板在1 050 ℃下退火1 h，随炉冷却至800 ℃后出炉水冷至室温。根据ASTM E8/E8M标准进行室温拉伸测试，应变速率采用10-3s-1，拉伸试样规格如图1所示。对比材料选择商用高强度低合金钢B410LA、双相钢DP780以及低碳钢DC06(以上钢种均采取宝钢牌号)，实验钢及对比用钢化学成分列于表1。对比钢板厚度分别为：B410LA，1.7 mm；DP780，1.7 mm；DC06，0.8 mm.拉伸试样从三个方向上进行取样，分别是平行于轧制方向、垂直于轧制方向和与轧制方向呈45°方向。试样测试前使用砂纸打磨祛除表面氧化物以及加工痕迹，打磨后表面的粗糙度等级在2.0 μm以下。埃里克森杯突测试根据GB/T 4156-2007标准在GBS-60B数显自动杯突试验机上进行。杯突试件为80 mm×80 mm钢板，表面预处理过程与拉伸试样一致。试件实验前在与凸模接触面涂抹机油，测试过程中的压边力为10 kN，凸模位移速度为0.02 mm/s.用于微观组织观察的试样通过标准的金相加工过程制备，金相腐蚀剂为6%硝酸酒精溶液。采用TESCAN Mira3 LMH型场发射扫描电镜对试样的微观组织进行观察；采用JEM-2100F型透射电镜对变形后组织的微观形貌进行观察，透射试样经双喷减薄制备，电解液为10%高氯酸乙醇溶液。

单位：mm图1 拉伸试样图Fig.1 Diagram of tensile specimen

试样种类化学成分质量分数/%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 实验结果与分析

2.1 力学性能

图2为Fe-30Mn-9Al-1C钢与3种对比钢室温拉伸真应力-真应变曲线。可以看出，实验钢的强度性能最为优异，然而塑性伸长性能在不同方向间相差较大，其原因可能与冷轧后退火不完全有关。在考虑取样方向的条件下，实验钢各方向上的屈服强度与B410LA钢接近，同时要明显高于DP780钢和DC06钢，而实验钢的抗拉强度在4种钢中最高。在伸长率数据方面，DC06钢性能最优，各个方向上的数值接近。实验钢在沿轧制方向上的伸长率最高，达到53%，然而在垂直于轧制方向和与轧制方向呈45°的方向上，伸长率都仅有24%.总体来看，实验钢伸长率数值要高于B410LA钢和DP780钢。

根据《GB/T 5028-2008金属材料薄板和薄带拉伸应变硬化指数(n值)的测定》以及《GB/T 5027-2007金属材料薄板和薄带塑性应变比(r值)的测定》来测定四种材料的n、r值。以Fe-30Mn-9Al-1C钢为例，在其真应力真应变曲线上均匀塑性变形部分(沿轧制方向拉伸曲线真应变0.05-0.40部分)选取5个数据点，将这些数据点在真应变-真应力双对数坐标中进行线性回归，得到的直线斜率即为实验钢的应变硬化指数n值。测定r值时，控制试样变形至均匀塑性变形阶段中的某一位置停止实验，测量此时试样平行长度部分的宽度(b)与标距(L)数值，按照公式(1)进行计算得到r值取值，其中b0为原始宽度，L0为原始标距。

(1)

图2 Fe-30Mn-9Al-1C钢以及3种对比钢室温拉伸真应力-真应变曲线Fig.2 True stress-strain curves of Fe-30Mn-9Al-1C steel and three comparative steels at room temperature tensile tests

本实验的n、r值测量结果列于表2。n值的物理意义在于它能反应材料均匀变形的能力，其值越大则说明材料在变形过程中抵抗失稳的能力越强，因此n值可以作为考量材料成型性能的重要参数。r值的定义为材料在均匀变形过程中宽度方向的应变量与厚度方向的应变量之比，其值越大则说明材料在宽度方向上的变形比在厚度方向上的变形更容易。r值较大的材料具有更好的深冲性能[8-9]。通过表2中数据可以得出，实验钢沿轧制方向的n值(0.30)要明显高于另外两个方向上的n值(0.19，0.22)，与DC06钢的n值(0.31～0.35)相当，说明实验钢在轧制方向上的抗变形失稳能力更强。实验钢在三个方向上的r值水平虽低于DC06钢，但明显优于B410LA和DP780两种钢。基于上述结果，Fe-30Mn-9Al-1C钢在单轴变形的情况下，其抗变形能力优于B410LA和DP780两种钢，同时其屈服强度和抗拉强度也明显高于其他对比钢。

表2 Fe-30Mn-9Al-1C钢与三种对比钢室温拉伸力学性能Table 2 Tensile mechanical properties of Fe-30Mn-9Al-1C steel and three comparative steels

2.2 显微组织

图3(a)所示为实验钢拉伸测试前的金相组织，可以看出基体为完全奥氏体组织，由等轴状再结晶晶粒组成，考虑到孪晶界的影响，其晶粒尺寸为39 μm±7 μm.部分晶粒内仍然可以观察到变形组织存在，说明这部分晶粒没有发生再结晶，基体中仍然存在部分残余应力。这种情况是退火不完全造成的，基体由于轧制引起的板织构在退火以后不能完全消除，这也是先前实验中实验钢各方向间n值有较大差异的内在原因。图3(b)显示了实验钢沿轧制方向拉伸变形后距断口处3 mm的平行长度部分的SEM显微组织，可以看出奥氏体晶粒受到变形的影响而被轴向拉长，晶界处分布有颗粒状析出相。插图所示为该颗粒状析出相的EDS分析结果，其中Al、C元素含量较高，结合本课题组先前的研究推测，该析出相为κ-碳化物。当钢中锰、铝含量较高时，在热处理过程中，κ-碳化物在奥氏体晶界处有较大的析出趋势，有的报道证实κ-碳化物可以在固溶淬火状态下析出[10-11]。在本实验中，实验钢退火后的缓慢冷却过程为κ-碳化物析出提供了有利条件。κ-碳化物的析出会提高Fe-Mn-Al-C钢的强度，本研究中实验钢的屈服强度达到了800 MPa以上，这一性能明显高于常见的汽车结构钢水平。材料具有较高的屈服强度能够为车身提供更好的抗变形能力，提高车辆碰撞过程中的安全性能。然而沿晶分布的κ-碳化物会对钢的塑性造成不利影响，在变形过程中引发沿晶开裂[12]。

高锰钢塑性变形机制受到层错能的直接影响。Fe-Mn-C系TWIP钢和TRIP钢的塑性变形机制，分别以生成形变孪晶和发生马氏体相变为特征。TWIP钢的层错能范围一般在20～35 mJ/m2，而TRIP钢的层错能要更低(小于18 mJ/m2)，其所处的层错能水平决定了各自的变形机制[13]。通过图3(b)可知变形后的组织并没有发现形变孪晶，也观察不到有马氏体相形成。根据亚正则溶体热力学(subregular solution thermodynamic)模型计算得到Fe-30Mn-9Al-1C的层错能为92.7 mJ/m2[14]，在这一层错能水平下，高锰钢的变形机制以位错滑移为主。TWIP和TRIP钢分别以孪生和相变作为增塑机制，高层错能的Fe-Mn-Al-C钢虽然只发生位错滑移，但是如引言所述，其塑性伸长率可高达100%.这是因为在较高的层错能条件下，位错在Fe-Mn-Al-C钢中仍然能够以平面滑移的方式进行运动。随着应变水平的增加，这种平面滑移的方式能够在基体中形成不同类型的低能位错结构，如泰勒晶格(Taylor lattice)、畴界(domain boundary)和微带(Microband)等[10]。施加到基体的应力稳定地储存在这些位错结构当中，使得基体具有优异的塑性性能，这种增塑机制也被称作微带诱导塑性(microband-induced plasticity,MBIP)机制[15]。图4(a)显示了实验钢拉伸变形后的TEM微观组织，可以看出基体中产生了大量的位错并相互缠结。图4(b)为变形后基体的选区电子衍射(SAED)结果，其只出现了奥氏体相的衍射斑点，说明奥氏体组织在变形过程中十分稳定，变形并不会引起相变的发生。

图3 Fe-30Mn-9Al-1C钢拉伸测试前后的组织形貌，其中(a)为拉伸前奥氏体的金相组织，(b)为拉伸后平行长度部分的SEM图片，插图为晶界处析出物的EDS分析结果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

图4 拉伸变形后平行长度部分的TEM形貌(a)以及对基体的SAED结果(b)Fig.4 TEM microstructure of reduced section after the tensile (a) and the SAED result of matrix

2.3 杯突测试

图5所示为Fe-30Mn-9Al-1C钢与3种对比钢的埃里克森杯突测试结果。由于板材厚度存在差异，不利于直接对比杯突值来判断成型性能优劣，因此将所有试样的杯突值(IE)对其厚度进行归一化处理，以1.5 mm为基准。归一化前后的杯突值列于表3中。归一化后的实验钢杯突值低于3种对比钢，这一结果与之前的n、r值测试分析结果有所不同。造成这一现象的原因可能有两个方面。其一是n、r值的测量是建立在单轴拉伸数据之上的，而杯突测试中钢板受到双轴方向外力引发形变。Fe-30Mn-9Al-1C钢属于重度合金化钢，基体中合金元素比例较高，极易产生局部有序化或者长程有序化，造成显著的各向异性。其二是重度合金化钢在轧制之后能形成很强的织构，若想消除这类织构需要较长时间的退火处理。本文中冷轧的Fe-30Mn-9Al-1C钢于1 050 ℃下退火1 h的处理时间可能难以完全消除轧制产生的织构，因而使得退火板存在较明显的各向异性。此外，实验钢在冲压过程中变形能力不足，这可能与基体中存在沿晶分布的κ-碳化物有关。图6所示为Fe-30Mn-9Al-1C钢拉伸断口形貌，有明显的沿晶断裂特征，结合之前的微观组织形貌可以推断这种现象是沿晶κ-碳化物析出造成的。κ-碳化物的存在降低了实验钢的塑性变形能力，应力容易在硬质κ-碳化物处集中，造成沿晶开裂。

图5 Fe-30Mn-9Al-1C钢以及3种对比钢的埃里克森杯突测试结果Fig.5 Results of Erichsen cupping test for Fe-30Mn-9Al-1C and three comparative steels

试样种类实测杯突值/mm归一化后的杯突值/mmFe-30Mn-9Al-1C3.853.85B410LA9.568.44DP78010.369.14DC062.424.54

基于上述实验结果可以对Fe-30Mn-9Al-1C钢的退火工艺提出合理化建议，即为了完全消除冷轧过程产生的织构，退火时间应适当延长；同时为了避免有序化程度过高，退火温度应该以不高于再结晶温度100 ℃为宜；此外，为了避免沿晶κ-碳化物大量析出，热处理后的冷却速度应尽量加快，由此引起的淬火应力问题可以通过增加低温回火过程加以缓解。

图6 Fe-30Mn-9Al-1C钢拉伸断口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of Fe-30Mn-9Al-1C steel

3 结论

1) 经冷轧退火后的Fe-30Mn-9Al-1C钢具有优异的强度性能，屈服强度可超过800 MPa，同时沿轧制方向上的伸长率可达53%，具有很好的强度和塑性组合性能。在不同方向上拉伸测试的塑性性能的明显差异是由不完全退火导致的。

2) Fe-30Mn-9Al-1C钢的变形机制以位错滑移为主，变形过程中没有发生孪生以及相变，基体的增塑机制为微带诱导塑性机制。

3) 根据n、r值测定结果，Fe-30Mn-9Al-1C钢单轴方向成型性能优于B410LA钢和DP780钢，但是低于DC06钢。埃里克森杯突测试中Fe-30Mn-9Al-1C钢的杯突值低于B410LA钢和DP780钢。造成这种现象的原因包括重度合金化引起的有序化、强烈的轧制织构以及奥氏体晶界处析出的κ-碳化物。对Fe-30Mn-9Al-1C钢来说，合理的退火过程应该具备较低的退火温度、较长的退火时间以及热处理之后较快的冷却速度。