宋仁伯，李佳佳，李 軒，周乃鵬，王 莉

(1.北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；2. 遼寧科技大學 電子與信息工程學院，遼寧 鞍山 114051)

現(xiàn)代汽車的發(fā)展趨勢是環(huán)保和節(jié)能，開發(fā)集低密度與高強度于一體的鋼板是實現(xiàn)這一目標的重要手段.Fe-Mn-Al-C鋼強度和韌性高、密度低、耐沖擊、抗腐蝕，被認為是第3代汽車用先進高強鋼的典型鋼種[1].Lee[2]發(fā)現(xiàn)6%含量的Mn元素可以使殘留奧氏體體積分數(shù)達到30%，從而獲得優(yōu)異的綜合性能.中錳鋼(Mn含量5%～12%)可以滿足汽車鋼發(fā)展需求.目前，國內外關于中錳鋼的研究主要集中在成分設計、性能調控等方面.Hu等研究的Fe-0.1C-5Mn鋼在冷軋后的強塑積可達到31 GPa·%[3]；中鋼研究院開發(fā)的Fe-xC-5Mn系中錳鋼形成鐵素體和奧氏體雙相超細晶組織，強塑積在30～48 GPa·%[4]；董瑞等研發(fā)的10Mn7鋼通過625 ℃保溫4 h得到抗拉強度為1 177 MPa，延伸率為30.92%，強塑積為36.39 GPa·%的優(yōu)良力學性能[5].但是，目前國內外關于Fe-Mn-Al-C輕質高強鋼鋼的熱變形機制及動態(tài)再結晶尚未有系統(tǒng)的概念，無法為其實際生產(chǎn)提供理論依據(jù)[6].

本文針對一種Fe-Mn-Al-C鋼模擬了單道次高溫壓縮變形，用Gleeble-1500熱模擬機進行并記錄下試樣在高溫變形過程中的變形溫度、真應力和真應變，觀察分析了組織演變規(guī)律，討論了動態(tài)再結晶受變形溫度和應變速率的影響,并建立了反映其定量關系的本構方程，通過能量耗散繪制熱加工圖，得到了最佳熱加工工藝參數(shù)區(qū)間.

1 實 驗

1.1 實驗材料

本文試樣采用工業(yè)純鐵棒和錳、鋁等合金，共20 kg在感應爐冶煉，化學成分見表1.將鑄錠鍛造成尺寸為35 mm×70 mm×100 mm的板坯并淬火.機械切割取出圓柱試樣，其尺寸為Φ8 mm×15 mm，并進行單道次高溫壓縮實驗.

表1試樣化學成分(質量分數(shù)/%)

Table 1 Chemical compositions of the experimental steels (wt.%)

1.2 實驗方法

單道次高溫壓縮實驗的加熱工藝及變形制度如下所述.實驗用鋼在Gleeble-1500試驗機上加熱到1 200 ℃(加熱速度為10 ℃/s)后保溫120 s均勻化處理，隨后冷卻到各變形溫度(冷卻速度為5 ℃/s)，即850、900、950、1 000、1 050、1 100、1 150 ℃，保溫15 s后分別以0.01、0.1、1、10 s-1變形速率壓縮變形至0.6的真實應變，隨后水冷，沿軸線方向將試樣切開，經(jīng)機械打磨拋光后用飽和苦味酸溶液及海鷗牌洗滌劑侵蝕，后期進行金相組織觀察.

2 結果與討論

2.1 真應力-真應變曲線

用Origin軟件將實驗機記錄的不同變形條件下的真應力與真應變關系繪制為圖1所示曲線.

圖1 實驗用鋼不同熱變形條件下流變應力曲線

由圖1可以看出，在不同實驗條件下，以應變速率為0.01 s-1，變形溫度為900 ℃為例，實驗用鋼的流變應力曲線可分為3個階段，即變形初期(ε<0.1)由于位錯增殖導致的應力隨應變增加急劇上升的加工硬化階段；到達動態(tài)再結晶臨界應變(0.1≤ε<0.3)后，流變應力達到峰值的動態(tài)軟化階段；硬化與軟化相平衡(ε≥0.3)，流變應力趨于穩(wěn)定的穩(wěn)定流變應力階段.

用動態(tài)再結晶臨界應變表征動態(tài)再結晶的發(fā)生.為了簡化計算，通常利用峰值應變確定臨界應變，即εc=0.6～0.8εp[7-8].對比不同變形條件下的真應力-真應變曲線可以得出，在相同的應變速率下，升高變形溫度，動態(tài)再結晶更容易發(fā)生.以應變速率為0.01 s-1為例，當從850 ℃升高到1 150 ℃時，峰值應力從100 MPa減小至40 MPa，峰值應變從0.3減小至0.1；而在變形溫度一定時，隨著應變速率增大，動態(tài)再結晶更難發(fā)生.以850 ℃為例，當應變速率從0.01 s-1上升至10 s-1，峰值應力從100 MPa上升至250 MPa，峰值應變從0.3增大到0.5.

值得注意的是，如圖1中“*”所示，在變形初期(ε<0.1)，隨著應變增加，流變應力在小范圍波動，即“類屈服平臺”效應[9].這是因為在變形初期，由于鐵素體強度比奧氏體低而變形抗力小，根據(jù)最小阻力首先吸收應變，導致材料內部應變分布不均，鐵素體動態(tài)回復發(fā)生，軟化與硬化達到暫時的平衡；隨著應變的進一步增大，鐵素體硬化使其變形抗力大于奧氏體，導致奧氏體開始承受應變，強化發(fā)生，應力明顯提高，伴隨應變繼續(xù)增加，奧氏體開始發(fā)生動態(tài)再結晶即軟化，使得應力達到峰值后開始下降.

2.2 熱變形條件對動態(tài)再結晶的影響

2.2.1 變形溫度

圖2(a)～(c)為實驗鋼應變速率為0.1 s-1不同溫度下熱壓縮后的組織形貌，可以看出，高溫變形后的組織為奧氏體和鐵素體兩相組織，組織為帶狀組織且晶粒大小分布很不均勻.變形溫度為900 ℃時，奧氏體/鐵素體相界及奧氏體晶粒萌生大量細小的再結晶晶粒，即開始發(fā)生再結晶，但仍有大塊晶粒即再結晶進行不完全；950 ℃時，晶粒尺寸細化且分布均勻，說明奧氏體已經(jīng)發(fā)生完全再結晶；1 000 ℃及以上熱壓縮時，奧氏體與鐵素體晶粒均開始合并長大.隨著變形溫度的升高，晶界移動速度急劇增大，奧氏體的再結晶程度越來越大，且再結晶尺寸越來越大.而晶粒細化及組織均勻，可以提高材料的強度，這與真應力-應變曲線的結果一致.

圖2 不同變形條件下熱壓縮后的組織形貌

Fig.2 Microstructure and morphology of hot compressions under different conditions:(a) 900 ℃，0.1 s-1(b) 950 ℃，0.1 s-1(c) 1 000 ℃，0.1 s-1(d) 1 000 ℃， 1 s-1

2.2.2 應變速率

圖2中(c)～(d)為實驗鋼在變形溫度為1 000 ℃不同應變速率下熱壓縮后的組織形貌.對比可見，實驗鋼在變形溫度為1 000 ℃應變速率為0.1 s-1條件下已完全再結晶且晶粒開始長大，而應變速率為1 s-1時有大量細小的再結晶晶粒，但再結晶進行不完全且晶粒分布不均勻.這說明低應變速率下再結晶程度更大，有利于完全再結晶的發(fā)生.

2.3 本構方程

應力與變形溫度、應變速率之間的關系可以表示為[10-12]

(1)

式中，F(xiàn)(σ)是應力的函數(shù)，其表達形式有以下兩種情況[13]：

F(σ)=σm,ασ<0.8;

(2)

F(σ)=exp(βσ),ασ>1.2 .

(3)

式(2)和(3)分別適用于高溫低應變速率和低溫高應變速率的情況.

針對不同的變形條件，均可以經(jīng)典的雙曲正弦公式來描述

(4)

(5)

(6)

將式(4)等號兩邊取對數(shù)，并進行變形得到式(7),

(7)

表2 實驗用鋼峰值應力

(8)

(9)

由此，在1 123～1 423 K溫度范圍內，實驗用鋼的熱變形本構方程可定量描述為

(10)

其中，熱變形激活能Q為表征熱變形難易程度的重要參數(shù)，受材料化學成分的影響.李德軍等[14]研究了錳對Fe-Mn-Si-Al合金熱變形激活能的影響，通過本構方程計算得到20Mn和25Mn的熱激活能分別是361.17、411.17 kJ/mol，認為熱激活能隨著錳含量的增加而增加.Hamada 等[15]研究了鋁含量在3%～8%的Fe-25Mn鋼熱變形中的激活能，發(fā)現(xiàn)鋁元素同樣可以增加熱變形激活能.本實驗Fe-8Mn-3Al-0.2C鋼變形激活能受錳、鋁、碳元素綜合影響，其值為250.6 kJ/mol.

2.4 熱加工圖

變形過程中，能量一部分用于發(fā)生塑性變形，另一部分用于改變微觀組織.基于動態(tài)能量耗散模型建立熱加工圖.其中，流變應力與應變速率之間的關系可以用下式表示[16].

(11)

回歸求得常數(shù)a、b、c、d的值，等號兩邊求導，整理可得應變速率敏感指數(shù)m，

考慮一個發(fā)送天線為Nt、接收天線為Nr的空間調制系統(tǒng)，H為Nr× Nt的信道傳輸矩陣，假設信道H為平坦瑞利衰落信道，其實部和虛部均服從均值為0、方差為1的高斯分布.假設接收端信道狀態(tài)信息(Channel State Information,CSI) 已知，發(fā)送端CSI未知.則空間調制系統(tǒng)的數(shù)學模型可以描述為：

(12)

而微觀組織演變能量的耗散效率η的表達式為

(13)

此外，由于在加工失穩(wěn)區(qū)功率耗散效率也可能會較高，因此,需要排除掉變形失穩(wěn)區(qū).對此，Prasad等提出了通過穩(wěn)定性函數(shù)判斷材料加工穩(wěn)定區(qū)與失穩(wěn)區(qū)[17].

(14)

圖3 及l(fā)n[sinh(ασ)]-1/T(d)的關系

圖4 能量耗散圖(a)及塑性失穩(wěn)圖(b)

將能量耗散圖與塑性失穩(wěn)圖疊加，得到熱加工圖，如圖5所示,可以看出，流變失穩(wěn)區(qū)(即陰影部分)共有4個.第1個是在1 100～1 200 K，應變速率小于1 s-1的低溫低應變速率區(qū)，由于應變速率低積累的畸變能小及晶界移動速度小，沒有達到再結晶所需的驅動力；第2個失穩(wěn)區(qū)是在1 100～1 150 K，應變速率大于1 s-1的低溫高應變速率區(qū)，此時溫度低阻礙再結晶發(fā)生且應變速率高，導致再結晶進行不均勻，產(chǎn)生失穩(wěn)；第3和第4個失穩(wěn)區(qū)主要在1 300及1 400 K的高溫應變速率區(qū)，雖然此時應變速率較大畸變能累積大，但變形時間太短，來不及均勻再結晶，加工硬化大于再結晶軟化，導致失穩(wěn).圖5中方框部分為最佳熱加工區(qū)域.對于本實驗用鋼的處理工藝，發(fā)生0.6真應變的Fe-Mn-Al-C鋼，變形溫度為1 250～1 400 K，應變速率為0.03～0.3 s-1為其最佳熱加工工藝參數(shù)區(qū)間.

圖5 熱加工圖

3 結 論

1)本實驗對Fe-8Mn-3Al-0.2C鋼在1 123～1 423 K，0.01～10 s-1，真應變0.6條件下進行高溫壓縮變形，其真應力-應變曲線表現(xiàn)為典型的動態(tài)再結晶型曲線，即分加工硬化、動態(tài)軟化及穩(wěn)定流變應力3個階段.

3)在變形初期，即ε<0.1時，由于鐵素體發(fā)生回復承受變形，流變應力曲線上會出現(xiàn)類似于屈服的平臺.

4)壓縮后的組織為奧氏體/鐵素體雙相組織，動態(tài)再結晶先在鐵素體內部發(fā)生，隨后由奧氏體承擔，隨著變形溫度的升高和應變速率的下降，晶粒細化組織均勻，動態(tài)再結晶完成的更充分.

6)通過繪制熱加工圖，得出對于本實驗用鋼發(fā)生0.6真應變的最佳熱加工區(qū)為變形溫度1 250～1 400 K，應變速率為0.03～0.3 s-1.

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