李 翔，馬嘯宇，王 萍，黃貞益

(1. 南京鋼鐵股份有限公司科技質量部，江蘇南京211500；2. 安徽工業(yè)大學冶金工程學院，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)結構鋼更低密度的同時，還具優(yōu)良的強度、塑性和韌性配合，故其已成為汽車用輕量化的備選材料[1-5]。鍛造和熱軋后的固溶+時效處理是增強該類鋼強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，熱加工過程中由于Mn，Al和C等元素在晶界的偏聚導致其易出現(xiàn)裂紋甚至開裂等失穩(wěn)現(xiàn)象[6-7]。熱加工裂紋或開裂的出現(xiàn)除與Mn，Al和C等元素的偏聚有關外，還與坯料各向異性所致的變形不均勻性、高溫熱加工過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)生的空洞以及該類鋼較高的形變抗力等有關[7-8]。為了評價材料的可加工性并避免其在鍛造或熱軋等熱加工過程中出現(xiàn)包括裂紋在內的失穩(wěn)現(xiàn)象，在熱加工前對其高溫變形特性進行研究，并采用動態(tài)材料模型構建其熱加工圖[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(質量分數(shù)，下同)的鑄態(tài)組織經(jīng)固溶+時效處理后，具有優(yōu)良的強塑性配合，有望成為防彈裝甲的備選材料[11-12]。但關于Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在鍛造或熱軋等熱加工過程的可加工性相關研究較少，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+時效處理后性能的關鍵，也是拓展其應用于汽車制造領域的前提。因此，文中以Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼為研究對象，采用Gleeble 熱模擬壓縮實驗研究其在0.01～5 s-1及900～1 050 ℃下的高溫變形特征，構建其應變速率本構方程和形變抗力模型，并基于Prasad動態(tài)材料模型構建其熱加工圖，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 實驗材料與方法

實驗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爐中熔煉，隨后將鋼水模鑄成質量約25 kg的鑄錠，其名義成分與實測成分如表1。使用線切割機在鑄錠上切取尺寸為Φ8 mm×15 mm的熱模擬試樣，對試樣周圍及端面進行打磨，保證試樣粗糙度小于0.40 μm。選用Gleeble-3500熱模擬試驗機進行熱壓縮試驗，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后進行不同應變速率(0.01，0.10，1.00，5.00 s-1)的熱壓縮實驗，控制實驗過程中最大真應變約0.60。

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

2 實驗結果與分析

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 在不同溫度和應變速率下的真應力-真應變曲線(流變應力曲線)。由圖1可看出：在應變速率0.01～5.00 s-1及變形溫度900～1 050 ℃的熱模擬實驗條件下，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，隨應變的增加其流變應力逐漸增加，呈典型的應變強化特征；當應變達到一定程度后，流變應力增大到最高值后開始下降，說明該鋼在高溫壓縮塑性變形過程中出現(xiàn)了明顯的動態(tài)再結晶現(xiàn)象，其流變應力變化特征是應變強化和動態(tài)再結晶軟化聯(lián)合作用的結果[13]；在相同應變速率下，隨變形溫度的提高，該鋼的流變應力、流變應力的峰值應力和峰值應變越低，開始再結晶的臨界應變越低，越易發(fā)生動態(tài)再結晶。主要是因為變形溫度越高，原子擴散、位錯滑移、交滑移和攀移越容易，動態(tài)再結晶過程越易進行[13]。盡管Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的碳含量高，但由文獻[4]可知，在本研究所處的變形溫度范圍內，該鋼的高溫變形組織主要是由奧氏體和少量的鐵素體構成(后續(xù)圖5的變形組織特征也可證明這一點)，沒有碳化物相存在，也就是說，碳主要存在于奧氏體中。因此，碳化物等第二相對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的變形行為幾乎無影響。

圖1 變形溫度對Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼真應力-真應變的影響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 鋼的流變應力大多呈明顯的屈服現(xiàn)象，這與間隙原子C在位錯線附近偏聚形成科氏氣團，進而對位錯運動起到釘扎作用及在外力作用下位錯運動掙脫科氏氣團的釘扎作用有關[14]；但當應變速率較低時(0.01 s-1)，變形溫度的提高(＞1 000 ℃)使位錯運動速度加快，間隙原子C偏聚的速度趕不上位錯運動的速度，科氏氣團無法形成，屈服現(xiàn)象不明顯，如圖1(a)；當應變速率較高時(5.00 s-1)，由于應變速率較高，間隙原子C來不及向位錯線處偏聚，科氏氣團也無法形成，屈服現(xiàn)象也不明顯，如圖1(d)；變形溫度相同時，隨應變速率的增大，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的流變應力增大，開始發(fā)生再結晶的應變增大，顯示出典型的應變率強化特征，應變速率的提高對動態(tài)再結晶具有阻礙作用。這主要是因為應變速率越高，原子擴散、位錯滑移、交滑移和攀移越不易充分進行，動態(tài)再結晶越困難[13]。

2.2 形變抗力模型的構建

綜上所述，在應變速率0.01～5.00 s-1、變形溫度900～1 050 ℃的熱壓縮實驗條件下，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的流變應力與溫度、應變、應變速率關系密切，形變過程中應變與應變率強化和動態(tài)再結晶軟化現(xiàn)象明顯，流變應力曲線呈典型的動態(tài)再結晶特征。圖2為Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在真應變?yōu)?0%時的流變應力與溫度和應變速率之間的關系。由圖2可看出：在一定應變速率下，隨變形溫度的提高，流變應力大體呈線性降低趨勢；與之相反，在給定溫度下，流變應力與應變速率的常用對數(shù)成正比關系。應變速率、流變應力和變形溫度之間的關系可用Arrhenius 雙曲正弦方程來描述，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 為熱變形過程中瞬時變化的變形抗力，在后續(xù)運算中，選用實驗材料的峰值應力σp進行計算，其數(shù)值及分布如表2。將式(1)用泰勒級數(shù)展開得到式(2)和(3)，兩式分別適用于低應力和高應力水平。

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滿足函數(shù)關系α=β/n1。

上述表達式均能夠表達合金流變應力σ 與變形參數(shù)之間的對應關系，結果相差不大。分別對式(1)～(3)等號兩邊取對數(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 鋼的峰值應力與應變速率分別代入式(6)和(7)，得到應變速率與峰值應力之間的關系，結果如圖3。通過一元線性回歸，擬合得到的回 歸 系 數(shù)r2為0.996 與0.984，說 明ln ε˙-σ 與ln ε˙-ln σ 符合線性關系。為減小誤差，對擬合曲線的斜率求平均值，最終計算得到n1為6.540 3，β 為0.036 1，進而得到材料常數(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˙間存在典型的線性關系，其線性直線的斜率為應力指數(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變速率的關系Fig.2 Relationship between deformation resistance and deformation temperature and strain rate

表2 不同應變條件下實驗材料的峰值應力，MPaTab.2 Peak stress of experimental materials under different strain conditions，MPa

圖3 變形抗力與應力和應變速率的關系Fig.3 Relationship between strain rate and stress and stress strain rate

由式(7)，(8)可得峰值應力下應力指數(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，高溫流變應力模型中的各參數(shù)可用Zener-Hollomon函數(shù)來表征[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)關系，如式(10)。

由式(10)可見，ln Z 與ln[s inh( ασ )]滿足線性關系。通過線性擬合得到應力指數(shù)n，圖4中擬合曲線在坐標軸上的截距即為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鋼的應變速率本構方程為

將式(1)與式(9)相結合，得到

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

對上式進行變換得到式(13)

根據(jù)雙曲正弦函數(shù)的定義，得到流變應力公式，如(14)。

采用式(14)可估算高溫變形下的流變應力，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 變形結束(應變速率0.01 s-1，真應變約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/再結晶奧氏體和拉長的形變鐵素體(條狀分布相)構成；在相同應變速率(0.01 s-1)下，隨變形溫度由900 ℃提高到1 050 ℃，形變組織中的再結晶體積分數(shù)逐漸增多，再結晶晶粒尺寸逐漸增大；變形溫度較低時，僅在局部組織中出現(xiàn)動態(tài)再結晶晶粒，當變形溫度達到1 050 ℃時，動態(tài)再結晶幾乎完全，組織幾乎由100%的再結晶晶粒構成。上述變化與圖1(a)所示的Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的真應力-真應變曲線變化趨勢一致，即較高的變形溫度有利于動態(tài)再結晶的發(fā)生和動態(tài)再結晶晶粒的長大，形變抗力降低。由圖5(d)～(g)可看出，變形溫度對Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼動態(tài)再結晶的影響不同，在相同變形溫度(1 050 ℃)下，隨應變速率由0.01 s-1提高到5.00 s-1，形變組織中的再結晶體積分數(shù)逐漸降低，再結晶晶粒尺寸呈降低趨勢。應變速率對動態(tài)再結晶特征的影響與圖1 所示的Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼真應力-真應變曲線的變化趨勢一致，即應變速率的提高不利于動態(tài)再結晶的進行，再結晶晶粒不易長大，形變抗力提高。

圖5 真應變約60%時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)，當鋼的動態(tài)再結晶進行不夠充分時，形變組織中會出現(xiàn)顯微裂紋或較嚴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 ℃)、應變速率(0.01 s-1及應變(20%)下進行壓縮塑性變形時，僅少量奧氏體發(fā)生再結晶，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)以及較低應變具有的變形不均勻性是導致鋼形變組織中出現(xiàn)顯微裂紋的原因[7-8]；應變的提高對變形的均勻程度有貢獻，但當變形溫度和應變速率較高時，仍會出現(xiàn)較為嚴重的變形不均勻，從而導致形變失穩(wěn)。應變速率的提高對動態(tài)再結晶的不利作用以及鐵素體形變的非協(xié)調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 鋼會出現(xiàn)顯微裂紋和局部剪切等形變失穩(wěn)現(xiàn)象。通過圖3得到三次樣條曲線擬合結果(式(16))，并采用式(17)所示的Prasad失穩(wěn)判據(jù)[17]構建Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在0.01～5.00 s-1和900～1 050 ℃范圍內的熱加工圖，以避免其在實際熱變形過程中出現(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為應變速率敏感因子。通過式(16)對ln ε˙求偏導，得式(18)。

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

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

將m代入式(19)可得對應的功率耗散系數(shù)η。再以t為橫坐標、ln ε˙為縱坐標構建二維平面，在此基礎上繪制得到的η值等高線圖即為功率耗散圖。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˙關系曲線，將式(20)計算得到的失穩(wěn)系數(shù)繪入相同坐標軸平面，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準則的熱加工圖，如圖7。圖中的等值線表示Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼在上述壓縮變形過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)域所示的應變速率和變形溫度下進行熱變形，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：隨應變的提高，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 ℃)和應變速率(0.01 s-1)下更易出現(xiàn)形變失穩(wěn)；在中等應變(40%)下，高的變形溫度(1 050 ℃)和應變速率(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 所示結果與圖6所示的形變組織一致，說明可用熱加工圖預測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 論

對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 ℃下進行最大真應變約60%的壓縮塑性變形，分析不同條件下的變性特征并構建其熱加工圖，得到如下主要結論：

1)Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼的高溫壓縮流變應力呈典型的應變強化、應變率強化和動態(tài)再結晶(DRX)軟化特征；隨變形溫度的提高，流變應力、流變應力的峰值應力和峰值應變逐漸降低，開始DRX 的應變越低，越易發(fā)生DRX，變形溫度的提高對Fe-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo 鋼的DRX有促進作用；隨應變速率的增大，其流變應力增大，開始發(fā)生DRX的應變增大，應變速率的提高對其DRX有阻礙作用。

2) 形變量較低(20%)時，在較低變形溫度(900，950 ℃)和應變速率(0.01 s-1)下，F(xiàn)e-30.79Mn-8.51Al-1.01Si-0.86C-0.49Mo鋼會出現(xiàn)因顯微裂紋而致的形變失穩(wěn)；中等應變(40%)時，在高的變形溫度(1 050 ℃)和應變速率(5.00 s-1)下會出現(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 ℃下進行高溫壓縮變形時出現(xiàn)形變失穩(wěn)的條件可用基于動態(tài)材料模型理論和Prasad失穩(wěn)判據(jù)構建的熱加工圖來預測。