吳翼銘，王 焱，張明赫，馮運莉

(1.華北理工大學冶金與能源學院，唐山 063210；2.石家莊海關曹妃甸業(yè)務部，唐山 063205)

0 引 言

近年來，隨著汽車工業(yè)對環(huán)保和安全需求的不斷提高，第三代先進高強度鋼——錳質量分數(shù)在5%～12%的中錳相變誘導塑性(transformation induced plasticity, TRIP)鋼引起了材料界極大的關注[1-7]。由于塑性變形過程中亞穩(wěn)定殘余奧氏體出現(xiàn)TRIP現(xiàn)象，具有超細晶粒鐵素體-奧氏體雙相組織的中錳TRIP鋼顯示出了高的斷后伸長率、優(yōu)異的加工硬化能力和高的抗拉強度[6-8]。目前有關中錳TRIP鋼的研究主要集中在化學成分和臨界退火條件對組織和力學性能的影響上[6-11]，而關于其熱變形行為如流動應力、動態(tài)回復和動態(tài)再結晶，以及熱加工圖等方面的研究還有待深入。熱變形行為及熱加工圖是制定中錳TRIP鋼熱加工工藝的依據(jù)。

圖1 不同變形溫度和應變速率壓縮時試驗鋼的真應力-真應變曲線Fig.1 True stress-true strain curves of test steel during compression at different deformation temperatures and strain rates

本構模型和熱加工圖是研究人員經(jīng)常采用的優(yōu)化熱加工過程和控制組織的主要技術。雙曲正弦Arrhenius型本構模型被廣泛用于描述材料在熱加工過程中的流變行為，該模型在預測材料高溫流動應力方面的能力得到了大量文獻的佐證[12-18]。熱加工圖則被廣泛用于研究金屬材料的熱變形行為和流變不穩(wěn)定區(qū)域，從而確定材料熱加工工藝范圍[16-21]。為此，作者通過單軸熱壓縮試驗研究了Fe-10Mn-2Al-0.1C中錳TRIP鋼的熱變形行為，建立了該鋼的本構模型及熱加工圖，擬為進一步研究中錳鋼的熱變形行為提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

用真空感應爐冶煉試驗鋼，澆注成23 kg的鋼錠，標稱成分(質量分數(shù)/%)為Fe-10Mn-2Al-0.1C，實測成分見表1。將試驗鋼鑄錠加熱至1 200 ℃保溫2 h，在1 150～900 ℃熱鍛后空冷至室溫。在熱鍛后的試驗鋼毛坯上加工出尺寸為φ6 mm×15 mm的圓柱形試樣，使用Gleeble-1500型熱機械模擬機進行熱壓縮試驗。試樣先以30 ℃·s-1的升溫速率加熱至1 100 ℃，保溫120 s以確保溫度均勻，然后以5 ℃·s-1的冷卻速率冷卻至變形溫度(900～1 100 ℃)，保溫30 s后進行應變速率為0.01～10 s-1的壓縮試驗，壓縮變形至總真應變約為0.9后立即在水中淬火，以保留熱變形組織。將熱變形并水淬后的試樣沿圓柱軸線對稱面剖開，機械研磨、拋光后進行熱化學腐蝕，腐蝕劑為30 mL過飽和苦味酸+1滴鹽酸，腐蝕液溫度為70 ℃，腐蝕時間5～8 min，采用LEICA DC 100型光學顯微鏡觀察試樣中的奧氏體組織。

表1 試驗鋼的化學成分

2 本構模型的建立

2.1 真應力-真應變曲線

試驗鋼在熱變形過程中會發(fā)生加工硬化和動態(tài)軟化行為。由圖1可以看出：不同變形溫度和應變速率下壓縮變形時，在加載初期因加工硬化作用顯著，試驗鋼的流動應力隨真應變增加先快速增大，隨后應力增大速率放緩直到達到峰值應力；在達到峰值應力后流動應力隨真應變增加呈下降趨勢或保持穩(wěn)定，這說明由動態(tài)回復和動態(tài)再結晶引起的動態(tài)軟化可以抵消加工硬化[22]；大多數(shù)熱壓縮條件下的試驗合金表現(xiàn)出了典型的動態(tài)再結晶行為，即流動應力達到峰值后趨于穩(wěn)定；隨著變形溫度的升高和應變速率的降低，試驗鋼的流動應力、峰值應力和峰值應變均減小。

2.2 本構模型

考慮到應變速率和變形溫度對金屬材料在熱變形過程中流變行為的影響，目前廣泛應用的方法是將材料在應變速率和變形溫度下的流變行為用Zener-Hollomon參數(shù)(Z參數(shù))方程表示，即：

(1)

Zener-Hollomon參數(shù)可以通過不同的方式與流動應力聯(lián)系起來[23]：在相對較低的應力下，首選冪律式；在高應力下，選擇指數(shù)律式；雙曲正弦律式則適用于較寬的溫度和應變速率范圍。冪律式、指數(shù)律式、雙曲正弦律式的表達式依次為

(2)

(3)

(4)

式中：A′，A″，A，n′，n，β，α為表觀材料常數(shù)，其中α=β/n′。

圖2 不同變形溫度下真應變0.2時試驗鋼的應變速率與流動應力的關系Fig.2 Relationship between strain rate and flow stress of test steel at true strain of 0.2 and different deformation temperatures

圖3 不同應變速率下真應變0.2時試驗鋼的流動應力和變形溫度的關系Fig.3 Relationship between flow stress and deformation temperature of test steel at true strain of 0.2 and different strain rates

將上述參數(shù)代入式(4)，擬合得到lnZ-ln[sinh(ασ)]關系曲線，如圖4所示，該曲線的截距即為lnA的值，則得到A為4.361×1016。將n，A，Q值代入式(4)，得到試驗鋼熱變形時的Z參數(shù)本構方程為

4.361×1012×[sinh(0.008 79×σ)]6.850 337

(5)

圖4 ln Z-ln[sinh(ασ)]的關系Fig.4 Relationship of ln Z-ln[sinh(ασ)]

由于應變對流動應力的影響很明顯，特別是在變形過程的初始階段，因此采用應變補償方法來提高預測精度。采用五階多項式函數(shù)建立各材料常數(shù)與應變的關系，如下：

(6)

式中：ε為真應變；α0α5，N0～N5，Q0～Q5，A0～A5為五次多項式擬合常數(shù)。

采用真應變在0.1～0.8范圍內的流變數(shù)據(jù)構建本構方程，利用式(6)對材料常數(shù)和應變進行擬合，擬合曲線見圖5，得到的五階多項式系數(shù)見表2。由圖5(c)可以看出，隨著真應變由0.1增加到0.8，試驗鋼的熱變形激活能從476 kJ·mol-1降低到342 kJ·mol-1。

圖5 材料常數(shù)與真應變的關系Fig.5 Relationship between material constant and true strain

表2 材料常數(shù)與真應變的五階多項式系數(shù)

式(4)可以變換為

(7)

圖6 在900～1 100 ℃下變形時試驗鋼流動應力預測值與試驗值的對比Fig.6 Comparison between predicted values and experimental values of flow stress of test steel during deformation at 900-1 100 ℃

將表2中的多項式系數(shù)代入式(6)，即可得到不同真應變下的材料常數(shù)，再代入式(7)即可對流動應力進行預測。由圖6可以看出：不同變形溫度和應變速率下流動應力的預測值與試驗值的相關系數(shù)R為0.987，表明建立的本構模型較準確，可以用于預測Fe-10Mn-2Al-0.1C中錳鋼在900～1 100 ℃溫度下的流變行為。

3 熱加工圖

根據(jù)動態(tài)材料模型，在塑性變形過程中外界輸入變形體的能量P主要分為兩部分耗散：一部分能量耗散在材料塑性變形上，稱為耗散量G，其中大部分耗散量轉化為熱能，小部分以晶體缺陷能的形式儲存；另一部分能量耗散在組織演變上，稱為耗散協(xié)量J[15]。這兩種能量所占比例由應變速率敏感因子m決定，即：

(8)

功率耗散效率η是反映材料功率耗散的無量綱參數(shù)，其物理意義是材料成形過程中顯微組織演變所耗散的能量與線性耗散能量之比，其定義如下：

(9)

功率耗散效率是一個與變形溫度、應變和應變速率有關的變量。在一定應變下，就功率耗散效率與變形溫度和應變速率的關系作圖，即可得到功率耗散圖。一般功率耗散圖是指在應變速率-變形溫度平面上繪制的功率耗散效率的等值圖。根據(jù)流變失穩(wěn)準則確定材料的流變失穩(wěn)區(qū)域，然后將流變失穩(wěn)區(qū)域疊加到功率耗散圖上即可得到材料的熱加工圖。根據(jù)Prasad模型[16]，在一定變形溫度和應變速率下的流變失穩(wěn)準則為

(10)

圖7為中錳鋼在不同真應變下的熱加工圖，圖中數(shù)字為功率耗散效率/%，P1和P2表示功率耗散效率的最高區(qū)域即效率峰，陰影區(qū)域代表流變失穩(wěn)區(qū)。由圖7可以看出：試驗鋼穩(wěn)定區(qū)域的功率耗散效率較高，說明塑性變形后的顯微組織均勻、性能較好，鋼的加工性能也較好[19]；隨著真應變的增加，試驗鋼的流變失穩(wěn)區(qū)域擴大，真應變?yōu)?.2時的熱加工圖形狀不同于真應變在0.4～0.8時的形狀，這是因為在低應變下試驗鋼處于加工硬化和動態(tài)軟化之間的過渡階段，應變增大后流動應力趨于穩(wěn)定，動態(tài)軟化(動態(tài)回復和動態(tài)再結晶)占據(jù)主導地位。當真應變?yōu)?.2時，分別在應變速率0.01～0.02 s-1、變形溫度900～920 ℃，應變速率0.01～0.1 s-1、變形溫度1 090～1 100 ℃區(qū)域內出現(xiàn)兩個效率峰，對應的功率耗散效率分別為26%和28%；當真應變在0.4～0.8時，在應變速率0.01～0.03 s-1、變形溫度900～940 ℃區(qū)域效率峰的功率耗散效率在34%～38%，在應變速率0.1～0.56 s-1、變形溫度1 070～1 100 ℃區(qū)域效率峰的功率耗散效率在32%～36%。在變形溫度1 100 ℃、應變速率0.01 s-1條件下，試驗鋼的功率耗散效率下降，這可能是由于晶粒尺寸隨應變速率減小或變形溫度升高而增大導致的。中錳鋼是低層錯能金屬，在熱變形過程中動態(tài)再結晶是其主要軟化機制。有研究[18]表明，中錳鋼動態(tài)再結晶的功率耗散效率在30%～50%之間。當真應變大于0.2時，在應變速率0.01～0.03 s-1、變形溫度900～940 ℃以及應變速率0.1～0.56 s-1、變形溫度1 070～1 100 ℃區(qū)域，試驗鋼熱加工圖中效率峰處的功率耗散效率均在30%～50%之間，表明在此變形條件下試驗鋼發(fā)生了動態(tài)再結晶。

通常情況下，在流變失穩(wěn)區(qū)域材料有可能出現(xiàn)絕熱剪切帶、流變局部化、動應變時效、機械纏繞和開裂等現(xiàn)象[15-17]，所以應盡量避免在該區(qū)域對材料進行加工。變形溫度1 100 ℃、應變速率0.1 s-1屬于穩(wěn)定區(qū)域，在該條件下變形后試驗鋼的顯微組織由等軸晶粒組成，如圖8(a)所示，表明該條件下的變形機制以動態(tài)再結晶為主，與前文分析吻合；變形溫度900 ℃、應變速率10 s-1屬于流變失穩(wěn)區(qū)，在該條件下變形后試驗鋼的顯微組織不均勻，表現(xiàn)為流變局部化，如圖8(b)所示。這種流變局部化會導致“項鏈”組織的形成，從而降低材料力學性能，在熱加工過程中應避免出現(xiàn)這種現(xiàn)象[18]。

圖7 不同真應變下試驗鋼的熱加工圖Fig.7 Hot processing maps of test steel at different true strains

圖8 不同條件壓縮變形后試驗鋼的顯微組織Fig.8 Microstructures of test steel after deformation under different conditions

4 結 論

(1) 根據(jù)Fe-10Mn-2Al-0.1C中錳鋼在不同變形溫度和應變速率下的流變數(shù)據(jù)，采用應變補償法建立該中錳鋼的Zener-Hollomon本構模型，該模型預測得到的流動應力與實測應力的相關系數(shù)為0.987，預測結果較準確，可以用來描述該中錳鋼的熱變形行為；由建立的本構模型計算得到當真應變從0.1增加到0.8時，該中錳鋼的熱變形激活能從476 kJ·mol-1降低到342 kJ·mol-1。

(2) 根據(jù)基于動態(tài)材料模型構建的在真應變0.2，0.4，0.6，0.8下的熱加工圖，F(xiàn)e-10Mn-2Al-0.1C中錳鋼的流變失穩(wěn)區(qū)隨著真應變的增加而擴大，最佳熱加工參數(shù)范圍為變形溫度900～940 ℃、應變速率0.01～0.03 s-1以及變形溫度1 070～1 100 ℃、應變速率0.1～0.56 s-1，此范圍的功率耗散效率在32%～38%。