奧氏體基低密度鋼的高溫壓縮變形特征及其熱加工圖

李 翔，馬嘯宇，王 萍，黃貞益

(1. 南京鋼鐵股份有限公司科技質(zhì)量部，江蘇南京211500；2. 安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院，安徽馬鞍山243032)

奧氏體基Fe-Mn-Al-C低密度鋼在擁有比傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)鋼更低密度的同時(shí)，還具優(yōu)良的強(qiáng)度、塑性和韌性配合，故其已成為汽車(chē)用輕量化的備選材料[1-5]。鍛造和熱軋后的固溶+時(shí)效處理是增強(qiáng)該類(lèi)鋼強(qiáng)度和塑性配合的主要途徑之一[3-4]。奧氏體基Fe-Mn-Al-C低密度鋼通常具有高錳(w(Mn)=18%～30%)、高鋁(w(Al)=9%～12%)和高碳(w(C)=0.7%～1.2%)等成分特征，熱加工過(guò)程中由于Mn，Al和C等元素在晶界的偏聚導(dǎo)致其易出現(xiàn)裂紋甚至開(kāi)裂等失穩(wěn)現(xiàn)象[6-7]。熱加工裂紋或開(kāi)裂的出現(xiàn)除與Mn，Al和C等元素的偏聚有關(guān)外，還與坯料各向異性所致的變形不均勻性、高溫?zé)峒庸み^(guò)程中形成的氧化物或氮化物、熱加工料表面氧化物剝落產(chǎn)生的空洞以及該類(lèi)鋼較高的形變抗力等有關(guān)[7-8]。為了評(píng)價(jià)材料的可加工性并避免其在鍛造或熱軋等熱加工過(guò)程中出現(xiàn)包括裂紋在內(nèi)的失穩(wěn)現(xiàn)象，在熱加工前對(duì)其高溫變形特性進(jìn)行研究，并采用動(dòng)態(tài)材料模型構(gòu)建其熱加工圖[9-10]。

作為一種奧氏體基低密度鋼，含Si 和Mo 的高錳和高鋁低密度鋼Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的鑄態(tài)組織經(jīng)固溶+時(shí)效處理后，具有優(yōu)良的強(qiáng)塑性配合，有望成為防彈裝甲的備選材料[11-12]。但關(guān)于Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在鍛造或熱軋等熱加工過(guò)程的可加工性相關(guān)研究較少，而研究Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的可加工性是制定熱加工工藝、控制熱加工組織、提高固溶+時(shí)效處理后性能的關(guān)鍵，也是拓展其應(yīng)用于汽車(chē)制造領(lǐng)域的前提。因此，文中以Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼為研究對(duì)象，采用Gleeble 熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)研究其在0.01～5 s-1及900～1 050 ℃下的高溫變形特征，構(gòu)建其應(yīng)變速率本構(gòu)方程和形變抗力模型，并基于Prasad動(dòng)態(tài)材料模型構(gòu)建其熱加工圖，為該鋼熱加工工藝的選擇并避免其在熱加工過(guò)程中出現(xiàn)裂紋和局部剪切變形而致的組織不均勻性等提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用奧氏體基低密度鋼的名義成分為Fe-30Mn-9Al-1Si-0.9C-0.5Mo。采用真空熔煉方法，在氬氣保護(hù)下，將一定量的高純度鐵塊、錳塊、鋁塊、鉬粉、硅粉以及碳粉置于真空感應(yīng)爐中熔煉，隨后將鋼水模鑄成質(zhì)量約25 kg的鑄錠，其名義成分與實(shí)測(cè)成分如表1。使用線(xiàn)切割機(jī)在鑄錠上切取尺寸為Φ8 mm×15 mm的熱模擬試樣，對(duì)試樣周?chē)岸嗣孢M(jìn)行打磨，保證試樣粗糙度小于0.40 μm。選用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)，將試樣以10.00 ℃/s的速率升溫至1 150 ℃并保溫3 min，隨后以5.00 ℃/s的速率冷卻至各變形溫度(900，950，1 000，1 050 ℃)，保溫30 s后進(jìn)行不同應(yīng)變速率(0.01，0.10，1.00，5.00 s-1)的熱壓縮實(shí)驗(yàn)，控制實(shí)驗(yàn)過(guò)程中最大真應(yīng)變約0.60。

表1 高錳高鋁低密度鋼的化學(xué)成分，w/%Tab.1 Chemical composition of high manganese and high aluminum low-density steel,w/%

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 高溫壓縮變形特征分析

圖1 為奧氏體型低密度鋼Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 在不同溫度和應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)(流變應(yīng)力曲線(xiàn))。由圖1可看出：在應(yīng)變速率0.01～5.00 s-1及變形溫度900～1 050 ℃的熱模擬實(shí)驗(yàn)條件下，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在經(jīng)歷短暫的彈性變形后，隨應(yīng)變的增加其流變應(yīng)力逐漸增加，呈典型的應(yīng)變強(qiáng)化特征；當(dāng)應(yīng)變達(dá)到一定程度后，流變應(yīng)力增大到最高值后開(kāi)始下降，說(shuō)明該鋼在高溫壓縮塑性變形過(guò)程中出現(xiàn)了明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，其流變應(yīng)力變化特征是應(yīng)變強(qiáng)化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化聯(lián)合作用的結(jié)果[13]；在相同應(yīng)變速率下，隨變形溫度的提高，該鋼的流變應(yīng)力、流變應(yīng)力的峰值應(yīng)力和峰值應(yīng)變?cè)降?，開(kāi)始再結(jié)晶的臨界應(yīng)變?cè)降停揭装l(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。主要是因?yàn)樽冃螠囟仍礁撸訑U(kuò)散、位錯(cuò)滑移、交滑移和攀移越容易，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程越易進(jìn)行[13]。盡管Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的碳含量高，但由文獻(xiàn)[4]可知，在本研究所處的變形溫度范圍內(nèi)，該鋼的高溫變形組織主要是由奧氏體和少量的鐵素體構(gòu)成(后續(xù)圖5的變形組織特征也可證明這一點(diǎn))，沒(méi)有碳化物相存在，也就是說(shuō)，碳主要存在于奧氏體中。因此，碳化物等第二相對(duì)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在本研究所處變形溫度范圍內(nèi)的變形行為幾乎無(wú)影響。

圖1 變形溫度對(duì)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼真應(yīng)力-真應(yīng)變的影響Fig.1 Influence of deformation temperature on the true stress-true strain of Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo steel

由圖1 還可看出：Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的流變應(yīng)力大多呈明顯的屈服現(xiàn)象，這與間隙原子C在位錯(cuò)線(xiàn)附近偏聚形成科氏氣團(tuán)，進(jìn)而對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)起到釘扎作用及在外力作用下位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)掙脫科氏氣團(tuán)的釘扎作用有關(guān)[14]；但當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)(0.01 s-1)，變形溫度的提高(＞1 000 ℃)使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速度加快，間隙原子C偏聚的速度趕不上位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的速度，科氏氣團(tuán)無(wú)法形成，屈服現(xiàn)象不明顯，如圖1(a)；當(dāng)應(yīng)變速率較高時(shí)(5.00 s-1)，由于應(yīng)變速率較高，間隙原子C來(lái)不及向位錯(cuò)線(xiàn)處偏聚，科氏氣團(tuán)也無(wú)法形成，屈服現(xiàn)象也不明顯，如圖1(d)；變形溫度相同時(shí)，隨應(yīng)變速率的增大，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的流變應(yīng)力增大，開(kāi)始發(fā)生再結(jié)晶的應(yīng)變?cè)龃螅@示出典型的應(yīng)變率強(qiáng)化特征，應(yīng)變速率的提高對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶具有阻礙作用。這主要是因?yàn)閼?yīng)變速率越高，原子擴(kuò)散、位錯(cuò)滑移、交滑移和攀移越不易充分進(jìn)行，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶越困難[13]。

2.2 形變抗力模型的構(gòu)建

綜上所述，在應(yīng)變速率0.01～5.00 s-1、變形溫度900～1 050 ℃的熱壓縮實(shí)驗(yàn)條件下，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的流變應(yīng)力與溫度、應(yīng)變、應(yīng)變速率關(guān)系密切，形變過(guò)程中應(yīng)變與應(yīng)變率強(qiáng)化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化現(xiàn)象明顯，流變應(yīng)力曲線(xiàn)呈典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。圖2為Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在真應(yīng)變?yōu)?0%時(shí)的流變應(yīng)力與溫度和應(yīng)變速率之間的關(guān)系。由圖2可看出：在一定應(yīng)變速率下，隨變形溫度的提高，流變應(yīng)力大體呈線(xiàn)性降低趨勢(shì)；與之相反，在給定溫度下，流變應(yīng)力與應(yīng)變速率的常用對(duì)數(shù)成正比關(guān)系。應(yīng)變速率、流變應(yīng)力和變形溫度之間的關(guān)系可用Arrhenius 雙曲正弦方程來(lái)描述，如式(1)[15-16]。

式中：α 與n 均為常數(shù)，由鋼的特性決定；R 為氣體常數(shù)；σ 為熱變形過(guò)程中瞬時(shí)變化的變形抗力，在后續(xù)運(yùn)算中，選用實(shí)驗(yàn)材料的峰值應(yīng)力σp進(jìn)行計(jì)算，其數(shù)值及分布如表2。將式(1)用泰勒級(jí)數(shù)展開(kāi)得到式(2)和(3)，兩式分別適用于低應(yīng)力和高應(yīng)力水平。

式中：A1，A2，n1，α 和β 均為材料常數(shù)，由鋼的特性決定，且α，β，n1滿(mǎn)足函數(shù)關(guān)系α=β/n1。

上述表達(dá)式均能夠表達(dá)合金流變應(yīng)力σ 與變形參數(shù)之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系，結(jié)果相差不大。分別對(duì)式(1)～(3)等號(hào)兩邊取對(duì)數(shù)，則有：

將表2中不同變形溫度下Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率分別代入式(6)和(7)，得到應(yīng)變速率與峰值應(yīng)力之間的關(guān)系，結(jié)果如圖3。通過(guò)一元線(xiàn)性回歸，擬合得到的回 歸 系 數(shù)r2為0.996 與0.984，說(shuō) 明ln ε˙-σ 與ln ε˙-ln σ 符合線(xiàn)性關(guān)系。為減小誤差，對(duì)擬合曲線(xiàn)的斜率求平均值，最終計(jì)算得到n1為6.540 3，β 為0.036 1，進(jìn)而得到材料常數(shù)α=0.005 5。由式(4)可知，若變形溫度固定不變，ln[s inh( ασ )]與ln ε˙間存在典型的線(xiàn)性關(guān)系，其線(xiàn)性直線(xiàn)的斜率為應(yīng)力指數(shù)n，則有式(7)

保持材料熱變形速率不變，將求得的n，α 代入式(7)，得到ln[s inh( ασ )]與1/T 的關(guān)系，可用式(8)求解變形激活能Q。

圖2 變形抗力與變形溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.2 Relationship between deformation resistance and deformation temperature and strain rate

表2 不同應(yīng)變條件下實(shí)驗(yàn)材料的峰值應(yīng)力，MPaTab.2 Peak stress of experimental materials under different strain conditions，MPa

圖3 變形抗力與應(yīng)力和應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.3 Relationship between strain rate and stress and stress strain rate

由式(7)，(8)可得峰值應(yīng)力下應(yīng)力指數(shù)的平均值n=4.83，變形激活能的平均值Q=370.97 kJ·mol-1。此外，高溫流變應(yīng)力模型中的各參數(shù)可用Zener-Hollomon函數(shù)來(lái)表征[11]，則有式(9)。

由式(4)和(9)能夠得到Z 與ln[s inh( ασ )]之間的函數(shù)關(guān)系，如式(10)。

由式(10)可見(jiàn)，ln Z 與ln[s inh( ασ )]滿(mǎn)足線(xiàn)性關(guān)系。通過(guò)線(xiàn)性擬合得到應(yīng)力指數(shù)n，圖4中擬合曲線(xiàn)在坐標(biāo)軸上的截距即為ln A。由此求得n=4.70，ln A=33.24，則有A=2.72×1014，代入式(4)得到Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的應(yīng)變速率本構(gòu)方程為

將式(1)與式(9)相結(jié)合，得到

圖4 lnZ 與ln[s inh( ασ )]關(guān)系Fig.4 Relationship between lnZ and ln[s inh( ασ)]

對(duì)上式進(jìn)行變換得到式(13)

根據(jù)雙曲正弦函數(shù)的定義，得到流變應(yīng)力公式，如(14)。

采用式(14)可估算高溫變形下的流變應(yīng)力，將求得的α，n，A 代入式(14)，得到Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的流變應(yīng)力模型，如式(15)。

2.3 高溫壓縮變形組織分析

圖5 為Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼在圖1 變形結(jié)束(應(yīng)變速率0.01 s-1，真應(yīng)變約60%)水冷至室溫的顯微組織特征。由圖5可看出：Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的高溫變形組織主要由形變/再結(jié)晶奧氏體和拉長(zhǎng)的形變鐵素體(條狀分布相)構(gòu)成；在相同應(yīng)變速率(0.01 s-1)下，隨變形溫度由900 ℃提高到1 050 ℃，形變組織中的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)逐漸增多，再結(jié)晶晶粒尺寸逐漸增大；變形溫度較低時(shí)，僅在局部組織中出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，當(dāng)變形溫度達(dá)到1 050 ℃時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶幾乎完全，組織幾乎由100%的再結(jié)晶晶粒構(gòu)成。上述變化與圖1(a)所示的Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)變化趨勢(shì)一致，即較高的變形溫度有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大，形變抗力降低。由圖5(d)～(g)可看出，變形溫度對(duì)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響不同，在相同變形溫度(1 050 ℃)下，隨應(yīng)變速率由0.01 s-1提高到5.00 s-1，形變組織中的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，再結(jié)晶晶粒尺寸呈降低趨勢(shì)。應(yīng)變速率對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征的影響與圖1 所示的Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)的變化趨勢(shì)一致，即應(yīng)變速率的提高不利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行，再結(jié)晶晶粒不易長(zhǎng)大，形變抗力提高。

圖5 真應(yīng)變約60%時(shí)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的變形組織Fig.5 Deformation microstructure of Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo steel deformed to true strain about 60%

觀察Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的高溫壓縮變形組織的還可發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行不夠充分時(shí)，形變組織中會(huì)出現(xiàn)顯微裂紋或較嚴(yán)重的變形不均勻等形變失穩(wěn)現(xiàn)象，如圖6。

圖6 Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的熱壓縮變形失穩(wěn)Fig.6 Thermal compression deformation instability of Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo steel

由圖6 可以看出：Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼在較低的變形溫度(950 ℃)、應(yīng)變速率(0.01 s-1及應(yīng)變(20%)下進(jìn)行壓縮塑性變形時(shí)，僅少量奧氏體發(fā)生再結(jié)晶，鐵素體拉伸變形不明顯，且在形變組織中出現(xiàn)顯微裂紋，沿奧氏體晶界析出的粗大沉淀相(橢圓區(qū)域)以及較低應(yīng)變具有的變形不均勻性是導(dǎo)致鋼形變組織中出現(xiàn)顯微裂紋的原因[7-8]；應(yīng)變的提高對(duì)變形的均勻程度有貢獻(xiàn)，但當(dāng)變形溫度和應(yīng)變速率較高時(shí)，仍會(huì)出現(xiàn)較為嚴(yán)重的變形不均勻，從而導(dǎo)致形變失穩(wěn)。應(yīng)變速率的提高對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的不利作用以及鐵素體形變的非協(xié)調(diào)性是造成形變不均勻的主要原因[8,12]。

2.4 熱加工圖分析

圖6 表明，在一定變形條件下，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼會(huì)出現(xiàn)顯微裂紋和局部剪切等形變失穩(wěn)現(xiàn)象。通過(guò)圖3得到三次樣條曲線(xiàn)擬合結(jié)果(式(16))，并采用式(17)所示的Prasad失穩(wěn)判據(jù)[17]構(gòu)建Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在0.01～5.00 s-1和900～1 050 ℃范圍內(nèi)的熱加工圖，以避免其在實(shí)際熱變形過(guò)程中出現(xiàn)形變失穩(wěn)提供依據(jù)。

式中：a，b，c，d為三次樣條擬合常數(shù)；m為應(yīng)變速率敏感因子。通過(guò)式(16)對(duì)ln ε˙求偏導(dǎo)，得式(18)。

在熱加工過(guò)程中，功率耗散系數(shù)η能夠描述組織演變與熱變形過(guò)程中消耗總能量的比值，是應(yīng)變速率敏感因子m的函數(shù)，如式(19)。

式中：J為與組織演變有關(guān)的功率耗散協(xié)量；Jmax為熱加工過(guò)程中功率耗散協(xié)量的最大值。

將m代入式(19)可得對(duì)應(yīng)的功率耗散系數(shù)η。再以t為橫坐標(biāo)、ln ε˙為縱坐標(biāo)構(gòu)建二維平面，在此基礎(chǔ)上繪制得到的η值等高線(xiàn)圖即為功率耗散圖。最后把求得的m值代入式(17)，可得式(20)。

根據(jù)求得的t 和ε˙繪制t-lg ε˙關(guān)系曲線(xiàn)，將式(20)計(jì)算得到的失穩(wěn)系數(shù)繪入相同坐標(biāo)軸平面，得到Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的失穩(wěn)圖。最后將失穩(wěn)圖與功率耗散圖疊加在一起，得到基于Prasad準(zhǔn)則的熱加工圖，如圖7。圖中的等值線(xiàn)表示Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在上述壓縮變形過(guò)程中的功率耗散系數(shù)η，灰色網(wǎng)格部分表示熱加工失穩(wěn)區(qū)域，在該區(qū)域所示的應(yīng)變速率和變形溫度下進(jìn)行熱變形，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼可能出現(xiàn)顯微裂紋和變形不均勻而致的失穩(wěn)現(xiàn)象。

圖7 不同應(yīng)變下Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的熱加工圖Fig.7 Thermal processing map of Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo steel under different strains

由圖7可見(jiàn)：隨應(yīng)變的提高，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼出現(xiàn)形變失穩(wěn)的區(qū)域縮小，在較低變形溫度(900，950 ℃)和應(yīng)變速率(0.01 s-1)下更易出現(xiàn)形變失穩(wěn)；在中等應(yīng)變(40%)下，高的變形溫度(1 050 ℃)和應(yīng)變速率(5.00 s-1)，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼也易出現(xiàn)形變失穩(wěn)。圖7 所示結(jié)果與圖6所示的形變組織一致，說(shuō)明可用熱加工圖預(yù)測(cè)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼出現(xiàn)形變失穩(wěn)的變形條件，可為其熱加工工藝的制定提供依據(jù)。

3 結(jié) 論

對(duì)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 奧氏體基低密度鋼在0.01～5.00 s-1和900～1 050 ℃下進(jìn)行最大真應(yīng)變約60%的壓縮塑性變形，分析不同條件下的變性特征并構(gòu)建其熱加工圖，得到如下主要結(jié)論：

1)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的高溫壓縮流變應(yīng)力呈典型的應(yīng)變強(qiáng)化、應(yīng)變率強(qiáng)化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)軟化特征；隨變形溫度的提高，流變應(yīng)力、流變應(yīng)力的峰值應(yīng)力和峰值應(yīng)變逐漸降低，開(kāi)始DRX 的應(yīng)變?cè)降停揭装l(fā)生DRX，變形溫度的提高對(duì)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的DRX有促進(jìn)作用；隨應(yīng)變速率的增大，其流變應(yīng)力增大，開(kāi)始發(fā)生DRX的應(yīng)變?cè)龃?，?yīng)變速率的提高對(duì)其DRX有阻礙作用。

2) 形變量較低(20%)時(shí)，在較低變形溫度(900，950 ℃)和應(yīng)變速率(0.01 s-1)下，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼會(huì)出現(xiàn)因顯微裂紋而致的形變失穩(wěn)；中等應(yīng)變(40%)時(shí)，在高的變形溫度(1 050 ℃)和應(yīng)變速率(5.00 s-1)下會(huì)出現(xiàn)不均勻變形所致的形變失穩(wěn)。

3)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼在0.01～5.00 s-1和900～1 050 ℃下進(jìn)行高溫壓縮變形時(shí)出現(xiàn)形變失穩(wěn)的條件可用基于動(dòng)態(tài)材料模型理論和Prasad失穩(wěn)判據(jù)構(gòu)建的熱加工圖來(lái)預(yù)測(cè)。