Fe-8Mn-3Al-0.2C輕質(zhì)高強(qiáng)鋼的熱變形行為

宋仁伯，李佳佳，李 軒，周乃鵬，王 莉

(1.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083；2. 遼寧科技大學(xué) 電子與信息工程學(xué)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(qiáng)度于一體的鋼板是實現(xiàn)這一目標(biāo)的重要手段.Fe-Mn-Al-C鋼強(qiáng)度和韌性高、密度低、耐沖擊、抗腐蝕，被認(rèn)為是第3代汽車用先進(jìn)高強(qiáng)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?jǐn)?shù)達(dá)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(nèi)外關(guān)于中錳鋼的研究主要集中在成分設(shè)計、性能調(diào)控等方面.Hu等研究的Fe-0.1C-5Mn鋼在冷軋后的強(qiáng)塑積可達(dá)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(xì)晶組織，強(qiáng)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(qiáng)度為1 177 MPa，延伸率為30.92%，強(qiáng)塑積為36.39 GPa·%的優(yōu)良力學(xué)性能[5].但是，目前國內(nèi)外關(guān)于Fe-Mn-Al-C輕質(zhì)高強(qiáng)鋼鋼的熱變形機(jī)制及動態(tài)再結(jié)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(jī)進(jìn)行并記錄下試樣在高溫變形過程中的變形溫度、真應(yīng)力和真應(yīng)變，觀察分析了組織演變規(guī)律，討論了動態(tài)再結(jié)晶受變形溫度和應(yīng)變速率的影響,并建立了反映其定量關(guān)系的本構(gòu)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(yīng)爐冶煉，化學(xué)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(jī)械切割取出圓柱試樣，其尺寸為Φ8 mm×15 mm，并進(jìn)行單道次高溫壓縮實驗.

表1試樣化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(jī)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(yīng)變，隨后水冷，沿軸線方向?qū)⒃嚇忧虚_，經(jīng)機(jī)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(jìn)行金相組織觀察.

2 結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

用Origin軟件將實驗機(jī)記錄的不同變形條件下的真應(yīng)力與真應(yīng)變關(guān)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(yīng)力曲線

由圖1可以看出，在不同實驗條件下，以應(yīng)變速率為0.01 s-1，變形溫度為900 ℃為例，實驗用鋼的流變應(yīng)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(dǎo)致的應(yīng)力隨應(yīng)變增加急劇上升的加工硬化階段；到達(dá)動態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變(0.1≤ε<0.3)后，流變應(yīng)力達(dá)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(yīng)力趨于穩(wěn)定的穩(wěn)定流變應(yīng)力階段.

用動態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變表征動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生.為了簡化計算，通常利用峰值應(yīng)變確定臨界應(yīng)變，即εc=0.6～0.8εp[7-8].對比不同變形條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線可以得出，在相同的應(yīng)變速率下，升高變形溫度，動態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生.以應(yīng)變速率為0.01 s-1為例，當(dāng)從850 ℃升高到1 150 ℃時，峰值應(yīng)力從100 MPa減小至40 MPa，峰值應(yīng)變從0.3減小至0.1；而在變形溫度一定時，隨著應(yīng)變速率增大，動態(tài)再結(jié)晶更難發(fā)生.以850 ℃為例，當(dāng)應(yīng)變速率從0.01 s-1上升至10 s-1，峰值應(yīng)力從100 MPa上升至250 MPa，峰值應(yīng)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(yīng)變增加，流變應(yīng)力在小范圍波動，即“類屈服平臺”效應(yīng)[9].這是因為在變形初期，由于鐵素體強(qiáng)度比奧氏體低而變形抗力小，根據(jù)最小阻力首先吸收應(yīng)變，導(dǎo)致材料內(nèi)部應(yīng)變分布不均，鐵素體動態(tài)回復(fù)發(fā)生，軟化與硬化達(dá)到暫時的平衡；隨著應(yīng)變的進(jìn)一步增大，鐵素體硬化使其變形抗力大于奧氏體，導(dǎo)致奧氏體開始承受應(yīng)變，強(qiáng)化發(fā)生，應(yīng)力明顯提高，伴隨應(yīng)變繼續(xù)增加，奧氏體開始發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶即軟化，使得應(yīng)力達(dá)到峰值后開始下降.

2.2 熱變形條件對動態(tài)再結(jié)晶的影響

2.2.1 變形溫度

圖2(a)～(c)為實驗鋼應(yīng)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(xì)小的再結(jié)晶晶粒，即開始發(fā)生再結(jié)晶，但仍有大塊晶粒即再結(jié)晶進(jìn)行不完全；950 ℃時，晶粒尺寸細(xì)化且分布均勻，說明奧氏體已經(jīng)發(fā)生完全再結(jié)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(jié)晶程度越來越大，且再結(jié)晶尺寸越來越大.而晶粒細(xì)化及組織均勻，可以提高材料的強(qiáng)度，這與真應(yīng)力-應(yīng)變曲線的結(jié)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(yīng)變速率

圖2中(c)～(d)為實驗鋼在變形溫度為1 000 ℃不同應(yīng)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(yīng)變速率為0.1 s-1條件下已完全再結(jié)晶且晶粒開始長大，而應(yīng)變速率為1 s-1時有大量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，但再結(jié)晶進(jìn)行不完全且晶粒分布不均勻.這說明低應(yīng)變速率下再結(jié)晶程度更大，有利于完全再結(jié)晶的發(fā)生.

2.3 本構(gòu)方程

應(yīng)力與變形溫度、應(yīng)變速率之間的關(guān)系可以表示為[10-12]

(1)

式中，F(xiàn)(σ)是應(yīng)力的函數(shù)，其表達(dá)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(yīng)變速率和低溫高應(yīng)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(jìn)行變形得到式(7),

(7)

表2 實驗用鋼峰值應(yīng)力

(8)

(9)

由此，在1 123～1 423 K溫度范圍內(nèi)，實驗用鋼的熱變形本構(gòu)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(xué)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(gòu)方程計算得到20Mn和25Mn的熱激活能分別是361.17、411.17 kJ/mol，認(rèn)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(yīng)力與應(yīng)變速率之間的關(guān)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(dǎo)，整理可得應(yīng)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(diào)制系統(tǒng)，H為Nr× Nt的信道傳輸矩陣，假設(shè)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(shè)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(diào)制系統(tǒng)的數(shù)學(xué)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(dá)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(guān)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(yīng)變速率小于1 s-1的低溫低應(yīng)變速率區(qū)，由于應(yīng)變速率低積累的畸變能小及晶界移動速度小，沒有達(dá)到再結(jié)晶所需的驅(qū)動力；第2個失穩(wěn)區(qū)是在1 100～1 150 K，應(yīng)變速率大于1 s-1的低溫高應(yīng)變速率區(qū)，此時溫度低阻礙再結(jié)晶發(fā)生且應(yīng)變速率高，導(dǎo)致再結(jié)晶進(jìn)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(yīng)變速率區(qū)，雖然此時應(yīng)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(jié)晶，加工硬化大于再結(jié)晶軟化，導(dǎo)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(yīng)變的Fe-Mn-Al-C鋼，變形溫度為1 250～1 400 K，應(yīng)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(jié) 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(yīng)變0.6條件下進(jìn)行高溫壓縮變形，其真應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)為典型的動態(tài)再結(jié)晶型曲線，即分加工硬化、動態(tài)軟化及穩(wěn)定流變應(yīng)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(fù)承受變形，流變應(yīng)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(jié)晶先在鐵素體內(nèi)部發(fā)生，隨后由奧氏體承擔(dān)，隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的下降，晶粒細(xì)化組織均勻，動態(tài)再結(jié)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(yīng)變的最佳熱加工區(qū)為變形溫度1 250～1 400 K，應(yīng)變速率為0.03～0.3 s-1.

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