劉宏霞 宋 源 秦世宇 楊 魁

（1.吉林工程職業(yè)學院，吉林 四平 136000；2.中國建筑設計研究院有限公司，北京 100142；3.北京科技大學，北京 100083）

近年來，隨著高層建筑和大跨度建筑的快速發(fā)展，給高強建筑用鋼帶來巨大的發(fā)展機遇，同時也對其強塑性、低溫韌性、低屈強比等性能提出了更高的要求［1］。尤其是隨著建筑用鋼在寒冷地區(qū)工業(yè)建筑中的應用逐漸增多，如何保證其在低溫環(huán)境下仍具有較好的強韌性和強塑性，避免在受到低溫沖擊載荷作用時發(fā)生低溫脆斷［2-3］，進而影響整體建筑結構的安全性，是科研工作者和生產企業(yè)共同關注的技術難題。常用的改善高強建筑用鋼綜合性能的手段包括添加合金元素（Nb、V和Ti等）、控制軋制和控制冷卻等［4-6］，其中對于建筑用鋼微合金化的研究已經較為成熟，但對微合金化建筑用鋼熱變形行為的研究則相對較少。實際生產中的軋制變形通常在高溫和高應變速率下進行，加熱溫度對高應變速率下低溫建筑用鋼熱變形行為（動態(tài)回復、再結晶）的影響及作用機制尚不清楚［7-9］。本文以低溫建筑用低合金熱軋鋼板為研究對象，采用熱模擬試驗方法研究了變形溫度對低合金鋼以高應變速率熱變形行為的影響，建立了其熱變形本構方程，有助于低溫建筑用鋼的工藝優(yōu)化與應用。

1 試驗材料與方法

試驗材料為吉林吉鋼鋼鐵集團有限公司生產的低合金熱軋鋼板（厚度16 mm），采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測得其化學成分（質量分數）為0.19%C、0.26%Si、1.48%Mn、0.009%P、0.004%S、0.15%Cr、0.22%Ni、0.11%Cu、0.10%V。采用DIL402PC熱膨脹儀測得試驗鋼的奧氏體轉變開始溫度Ac1和結束溫度Ac3分別為724和810℃。

從熱軋鋼板上切取尺寸φ8 mm×12 mm試樣，在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行熱壓縮試驗［10］。熱壓縮工藝參數為：預先將試樣加熱至1 260℃，保溫6 min后冷卻至850～1 200℃，保溫120 s后進行單道次壓縮變形，應變速率為5 s－1，變形后立即水冷。

金相試樣經過打磨、拋光后，采用體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，清洗、吹干后，使用GX51型光學顯微鏡進行顯微組織觀察；采用沸騰的飽和苦味酸水溶液腐蝕試樣以顯示奧氏體晶界，采用Image-Pro Plus 6.0圖像分析軟件依據GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》統(tǒng)計再結晶晶粒尺寸；采用線切割方法將熱壓縮試樣加工成薄片后機械打磨至60 μm厚，再用沖孔機沖成φ3 mm圓片后進行雙噴減薄，電解液采用體積分數為10%的高氯酸酒精溶液，在JEOL-2100型透射電子顯微鏡上進行微細結構觀察，并對析出相進行能譜分析。

2 結果與分析

圖1為低合金鋼以5 s－1應變速率、在850～1 200℃壓縮變形時的真應力-真應變曲線。可見，變形溫度850～1 200℃范圍內的應力-應變曲線相似，隨著應變從0增加至0.9，不同變形溫度下低合金鋼的應力值在初始階段增長較快（加工硬化起主導作用所致［11］），而后趨于平穩(wěn)（動態(tài)軟化與加工硬化共同作用使流變應力趨于平衡），并在應變增加至0.6及以上時緩慢增加（加工硬化作用產生的流變應力增加大于動態(tài)軟化作用），整個應變范圍內未見流變應力峰值，整體呈現(xiàn)動態(tài)回復特征；應變相同，變形溫度越高則相應的流變應力越小，這主要是在較高變形溫度下低合金鋼的位錯滑移阻力更小、原子運動更快，動態(tài)軟化行為更加明顯所致［12］。

圖1 低合金鋼在850～1 200℃壓縮變形時的真應力-真應變曲線Fig.1 True stress-true strain curves for the low-alloy steels during compression at deformation temperatures of 850 to 1 200℃

圖2為熱軋態(tài)低合金鋼的顯微組織，為鐵素體＋珠光體，鐵素體呈亮白色，珠光體呈灰黑色。圖3為低合金鋼以5 s－1應變速率、在850～1 200℃壓縮變形后的顯微組織，為奧氏體＋再結晶晶粒。結合圖1應力-應變曲線可知，低合金鋼在850～1 200℃范圍內未出現(xiàn)峰值應力，但其組織已經發(fā)生了不同程度的動態(tài)再結晶，說明達到峰值應力之前就已經發(fā)生了動態(tài)再結晶。在850～1 100℃壓縮變形時，溫度越高則再結晶晶粒越細小、數量越多，1 100℃變形的平均再結晶晶粒尺寸已減小至9 μm；而在1 100～1 200℃壓縮變形時，溫度越高則再結晶晶粒越粗大、數量越少，1 200℃變形的平均再結晶晶粒尺寸增大至55 μm。這主要是因為在850～1 100℃范圍內，低合金鋼的動態(tài)再結晶速率隨溫度的升高而增大，并在1 100℃時形成細小等軸晶，而當溫度升高至1 100℃及以上時，動態(tài)再結晶晶粒長大和粗化。

圖2 熱軋態(tài)低合金鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the hot-rolled low-alloy steel

圖3 在850～1 200℃壓縮變形的低合金鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200 ℃

圖4為采用九次多項式非線性擬合法［13］得到的低合金鋼在850～1 200℃壓縮變形后的應變硬化率θ-真應力σ曲線。對比分析可見：所有的曲線都有拐點（Ⅱ）；在拐點出現(xiàn)前（Ⅰ），變形溫度為850～1 200℃鋼的應變硬化率隨著真應力的增加而迅速減小，此時曲線斜率較大；拐點出現(xiàn)時（Ⅱ），應變硬化率下降不明顯，曲線斜率減?。还拯c出現(xiàn)后（Ⅲ），應變硬化率再次隨著真應力的增加而迅速減小，曲線斜率增大。拐點Ⅱ的出現(xiàn)主要是低合金鋼在熱變形過程中，位錯運動產生亞晶，減緩了動態(tài)回復所致［14］。

圖4 在850～1 200℃壓縮變形的低合金鋼的應變硬化率-真應力曲線Fig.4 Strain-hardening rate-true stress curves for the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200℃

為了確定低合金鋼在不同溫度壓縮變形時的峰值應力σp（θ＝0）、臨界應力σc（－ dθ/dσ最小值對應的應力）、峰值應變εp和臨界應變εc［15］，根據圖4的應變硬化率-真應力曲線繪制了低合金鋼的（－dθ/dσ）-σ 曲線，如圖5所示。表1為對應于圖5低合金鋼的動態(tài)再結晶特征值。從統(tǒng)計結果看，變形溫度越高則低合金鋼的σp和σc越小，相應地，εp和εc也逐漸減小，εp/εc比值逐漸增大，在850～1 200 ℃變形的低合金鋼的εc/εp比值為0.475 7 ～0.573 3，小于Sellar等［16］研究得出的εp/εc比值（0.60 ～0.85）。這主要與在相對較低的應變速率下，動態(tài)回復和動態(tài)再結晶時間較長，進而影響動態(tài)軟化有關［17］。

圖5 在850～1 200℃壓縮變形的低合金鋼的（－dθ/dσ）－ σ 關系Fig.5 Relation of － dθ/dσ to σ for the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200℃

表1 低合金鋼在850～1 200℃壓縮變形時的動態(tài)再結晶特征值Table 1 Characteristic values of dynamic recrystallization of the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200℃

式中：Z為補償變形速率因子；Q為熱激活能（342.08 kJ/mol［19］）；R 為氣體常數（8.314 J/（K·mol））；A和n分別表示結構因子和應力指數。對式（1）兩邊取對數可得：

將表1中σp代入式（2）并進行線性擬合，可得低合金鋼在應變速率為5 s－1時lnZ與lnσp的對應關系，如圖6所示。計算得到結構因子A和應力指數n 分別為7.808 4 ×10－3和7.975 1，再將A和n值代入式（1），得到低合金鋼的熱變形本構方程為：

圖6 低合金鋼的lnZ-lnσp關系Fig.6 Relation of lnZ to lnσpfor the low-alloy steel

圖7 低合金鋼的lnZ-lnε關系Fig.7 Relation of lnZ to lnε for the low-alloy steel

3 分析與討論

低合金鋼中析出相的透射電鏡觀察結果如圖8所示。在變形溫度為850℃時，鋼中有較多的納米級析出相，尺寸為5～20 nm；當變形溫度升高至900℃及以上時，隨著變形溫度的升高，納米級析出相數量減少、尺寸增大，在1 000℃變形時部分析出相尺寸增大至約40 nm；能譜分析表明該析出相主要含有V、C和N元素，為V（C，N）相［21］。低合金鋼在熱壓縮變形過程中，位錯和亞結構等晶體缺陷可以為V（C，N）相形核創(chuàng)造有利條件［22-23］，且在較高變形溫度下析出相的粗化與長大更加顯著。

圖8 在不同溫度壓縮變形的低合金鋼中析出相的透射電鏡形貌Fig.8 TEM images of the precipitated phase in the low-alloy steel compression deformed at different temperatures

圖9為在800～1 000℃變形的低合金鋼中V（C，N）相的尺寸分布，圖中Np、Dave、Dmax和Dmin分別為V（C，N）相的數量、平均直徑、最大直徑和最小直徑。再結晶驅動力FR、位錯密度和流變應力σ之間的對應關系［24］為：

圖9 在不同溫度壓縮變形的低合金鋼中V（C，N）相的尺寸分布Fig.9 Size distributions of V（C，N）phase in the low alloy steel compression deformed at different temperatures

式中：剪切模量μ為4×104MN/m2；伯氏矢量b為2.5×10－10m；σ和σ0分別表示峰值應力和應變0.02處的應力；M為泰勒因子（面心立方結構取值3.1）；α為應力水平因子（面心立方結構取值0.15）；fρ為位錯密度因子（取值1）。計算得到不同溫度變形的低合金鋼的Δρ和FR。如變形溫度850℃時的Δρ和FR分別為6.98×1014m－2和0.86 MN/m2，900 ℃ 時的Δρ和FR分別為5.79 ×1014m－2和0.71 MN/m2，950 ℃時的Δρ和FR分別為4.89 × 1014m－2和0.60 MN/m2，1 000℃時的Δρ和FR分別為3.99×1014m－2和0.49 MN/m2。

不同溫度變形的低合金鋼中V（C，N）相對晶界/亞晶界和位錯的釘扎力Fp可用如下公式計算［25-26］：

式中：γ為單位晶界面積的界面能（取值0.79 J/m2）；s和r分別為平均直徑標準差和析出相半徑。由式（8）計算可得850、900、950和1 000℃時Fp分別為0.59、0.35、0.34 和0.30 MN/m2。對比FR和Fp可知，不同變形溫度下FR都大于V（C，N）相的釘扎力Fp，這也說明V（C，N）相可以有效延緩低合金鋼動態(tài)再結晶的發(fā)生，與圖3的顯微組織觀察結果相吻合。

4 結論

（1）低合金鋼熱軋態(tài)的組織為鐵素體＋珠光體，熱變形后轉變?yōu)閵W氏體＋再結晶晶粒。在變形溫度為850～1 100℃時，溫度越高，再結晶晶粒越細小、數量越多，1 100℃變形的鋼平均再結晶晶粒減小至9 μm；而1 100～1 200℃變形的鋼，變形溫度越高，再結晶晶粒越粗大、數量越少，1 200℃變形的鋼平均再結晶晶粒增大至55 μm。

（2）在850～1 200℃變形的低合金鋼的εp/εc比值為0.475 7 ～0.573 3，熱變形本構方程為εp、εc與Z 之間關系為εc＝ 3.705 5 ×10－2Z0.0404，εp＝ 3.193 9 × 10－2Z0.0643。

（3）850 ℃變形的低合金鋼中V（C，N）相尺寸為5～20 nm；當溫度升高至900℃及以上時，隨著變形溫度的升高，納米級析出相數量減少、尺寸增大，1 000℃時部分析出相尺寸增加至約40 nm。不同溫度變形的低合金鋼中V（C，N）相的FR都大于Fp，表明V（C，N）相能有效延緩低合金鋼動態(tài)再結晶的發(fā)生。