一種低碳微合金管線鋼的熱變形行為

林武，李紅英，曾翠婷，賓杰，魏冬冬

(中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083)

熱變形工藝對保證鋼鐵材料組織的性能至關重要，熱變形過程中流變應力是決定變形所需載荷及消耗能量的關鍵因素，是材料在高溫下的基本性能指標之一。國內外科技工作者對鋁合金、低合金結構鋼、不銹鋼等的高溫變形特性進行了大量的研究，建立了相應的熱變形流變應力模型[1-3]。在現代塑性加工力學中，精確的流變應力表達式是提高理論計算精度的關鍵[4-6]。低碳微合金中厚鋼板廣泛應用于輸送石油、天然氣的管道建設中，對于X70及以上強度級別的管線鋼，要求其顯微組織以針狀鐵素體為主[7]，要獲得良好的綜合力學性能，必須在生產中采用控冷控軋(TMCP)工藝[8]，因此，研究低碳微合金管線鋼的熱變形特性和建立流變應力模型具有重要的工程價值。在鋼材的熱軋過程中，加工硬化、動態回復、動態再結晶等會同時發生[9]，為了在生產中實現鋼材的奧氏體區軋制，必須對熱變形及其組織演變行為進行研究，確定其發生再結晶的條件，建立流變應力模型，預測不同工藝條件下變形抗力的變化情況。目前，人們對X70管線鋼熱變形奧氏體的靜態再結晶行為進行了研究[10]，但是，關于低碳微合金管線鋼在變形過程中的動態再結晶行為的研究還未見報道。流變應力在一定程度上反映了材料微觀組織的變化，人們能夠根據鋼的組織性能較好地預測鋼的高溫變形行為[11]。本文作者在MMS-200熱力模擬機上采用圓柱體高溫壓縮實驗方法，研究一種X80鋼級的低碳微合金管線鋼熱壓縮的力學行為，建立流變應力模型，研究實驗鋼熱變形條件和變形組織的關系。

1 實驗

實驗所用鋼材取自用于軋制X80管線鋼的粗軋板坯，化學成分(質量分數)見表1。

表1 實驗鋼的化學成分Table 1 Composition of tested steel %

在MMS-200熱力模擬實驗機進行單道次壓縮熱模擬實驗，將直徑×高為8 mm×15 mm的試樣以10 ℃/s加熱至1 200 ℃，保溫5 min后，以10 ℃/s分別冷至變形溫度為1 150，1 000，900和800 ℃，保溫20 s，工程應變60%，變形速率ε˙分別為0.1，1.0，5.0 s-1，以20 ℃/s的速度冷卻至室溫，采集數據，用origin8.0軟件繪制出相應的真應力(σ)與真應變(ε)的關系曲線。

用 POLYVER-MET金相顯微鏡觀察試樣的金相組織，采用TecnaiG220透射電子顯微鏡進行微觀組織觀察，加速電壓為200 kV。

2 結果與分析

2.1 熱變形行為

2.1.1 真應力-真應變曲線

圖1所示為同一變形速率下不同變形溫度的真應力-真應變曲線，變形速率分別為0.1，1.0和5.0 s-1，由圖1可知：在同一應變速率下，真應力隨著變形溫度的升高而降低。由圖 1(a)可以看出：在低應變速率(0.1 s-1)下，800，900和1 000 ℃的流變應力曲線表現出動態回復特征，真應力-真應變曲線明顯分為3個階段(第1階段為微變形階段，隨著變形量的增加，真應力迅速提高；產生屈服后，變形進入第2階段，加工硬化率逐漸降低；第3階段為穩態變形階段，流變應力增加到1個峰值后趨于穩定，加工硬化與動態軟化達到動態平衡)。由圖1(b)和(c)可見：變形溫度為1 100℃及其以下溫度的流變應力曲線也屬于動態回復型曲線，真應力隨著應變量的增加持續升高；當應變速率較低時，1 150 ℃的流變應力曲線表現出明顯的動態再結晶特征，真應力達到峰值后隨著應變量的增加而逐漸下降；當應變速率較高時，1 150 ℃時的流變應力曲線出現穩態流變階段。

圖1 同一變形速率下不同變形溫度的真應力(σ)-真應變(ε)曲線Fig.1 σ-ε curves with same strain rate but different deformation temperatures

流變應力曲線不僅能反映材料變形的力學行為，還能反映變形過程中的組織變化，流變應力與亞晶、亞晶粒取向差和位錯密度直接相關。高溫塑性變形時存在著硬化和軟化2個過程，位錯增殖引起加工硬化，位錯相消和重排引起動態軟化。在變形初期，位錯交滑移引起的軟化不足以補償位錯密度增加引起的硬化，因此，真應力逐漸增大；隨著應變量的增大，材料內部空位濃度逐漸提高，達到一定變形程度后，刃位錯開始攀移，材料的軟化程度提高，硬化和軟化的平衡向低硬化指數方向發展，真應力隨著真應變增加的趨勢減緩，最終，真應力達到峰值。當位錯交滑移、攀移和位錯脫釘等引起的軟化與應變硬化達到動態平衡時，真應力-真應變曲線接近于水平線，變形進入穩態流變階段，應力達到峰值后，如果軟化程度超過硬化，真應力持續降低。

圖2所示為相同變形溫度下不同變形速率的真應力-真應變曲線，其中：σ為真應力，MPa；ε為真應變。由圖2可以看出：同一變形溫度下，真應力隨應變速率的增大而增大，表明實驗鋼是正應變速率敏感材料；熱加工時，隨著應變速率降低，單位應變的變形時間增加，軟化能更充分地進行，使得峰值應力隨應變速度的降低而降低。應變速度ε˙與流變應力σ之間是一種復雜的非線性關系，當應變速率較大時，在實驗變形量范圍內，峰值應力消失。

圖2(a)～(c)所示分別對應800，900和1 000 ℃時的真應力-真應變曲線，呈現動態回復型流變應力特征，只在對應速率為0.1 s-1時才出現了穩態變形階段，對應其他變形速率，隨著應變量的增加，真應力持續上升。圖2(d)顯示：當變形溫度升高到1 150 ℃時，對應較高的變形速率(5.0 s-1)的流變應力曲線呈現動態回復型特征，出現了近似穩態的變形階段，對應0.1 s-1和1.0 s-1的變形速率，流變應力出現峰值后持續下降，表明發生了動態再結晶。

圖2 同一變形溫度下不同變形速率的真應力(σ)-真應變(ε)曲線Fig.2 σ-ε curves with same deformation temperature but different strain rates

表2所示為在不同變形溫度和應變速度條件下的峰值應力。由表2可以看出：隨著變形溫度的升高和應變速率的降低，峰值應力降低，以1 150 ℃和0.1 s-1變形條件的流變應力最低，僅為54 MPa；當應變速度不變時，真應力隨著溫度升高而降低，當應變速度為0.1 s-1時，800 ℃時的峰值應力為248 MPa，在900 ℃時峰值應力降至184 MPa；當變形溫度不變時，峰值應力隨著應變速度的增大而增大，在1 000 ℃變形時，當應變速度由0.1 s-1提高到5.0 s-1時，峰值應力由144 MPa提高到207 MPa。這是因為隨著變形溫度的升高和應變速度的降低，基體中的自擴散、刃型位錯的攀移、螺型位錯的交滑移得以充分進行，大量位錯互相抵消，位錯密度大大減少，軟化程度增大。

表2 不同變形溫度和應變速度對應的峰值應力(εp)Table 2 Peak stress at different deformation temperatures and strain rates MPa

2.1.2 熱變形組織

圖3所示為實驗鋼以不同變形溫度和不同變形速率實現60%工程應變的金相組織。當變形溫度為800℃和900 ℃時，其變形組織為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體，多邊形鐵素體體積分數較大；當變形溫度為1 000 ℃時，顯微組織為針狀鐵素體、粒狀貝氏體和少量多邊形鐵素體，變形速率增大，針狀鐵素體質量分數增大；當變形溫度為1 150 ℃時，其顯微組織為針狀鐵素體、多邊形鐵素體、粒狀貝氏體。由圖3可以看出：隨著變形速率的增大，針狀鐵素體含量增加，特征更明顯，組織細小、均勻。較低變形速率的粒狀貝氏體較大，而對應較高應變速率的組織，由于晶界兩邊板條鐵素體位向差別較大，使得晶界處易被腐蝕，呈黑色。

2.2 流變應力方程

2.2.1 流變應力表達式

在不同應力下，流變應力σ、應變速度ε˙和變形溫度T之間的關系可用不同公式表示：當應力較低時，關系式用式(1)表示；當應力較高時，關系式用式(2)表示；在整個應力范圍內，可用式(3)表示[12]。大量研究表明：式(3)較好地描述了常規的熱加工變形，可用來描述熱激活穩態變形行為，還可用于估算熱變形激活能Q。

圖3 不同變形溫度和變形速率條件下的顯微組織Fig.3 Microstructures at different deformation temperatures and strain rates

式中：σ為峰值應力或穩態流變應力，或某指定應變對應的流變應力；R為摩爾氣體常數；Q為變形激活能；T為熱力學溫度；A，α和n為與溫度無關的常數，其中n為應力指數，α為應力水平參數。一般地，A在高應力水平時為與速度控制機制中熱激活位置成正比的結構因子，與變形材料內部激活位置密度、空位濃度、位錯割階的平均間距、位錯柏氏矢量、原子配位數、躍遷頻率以及激活熵等有關。當應力降低時，A，α和n的物理意義也發生變化。

高溫塑性變形存在熱激活過程，Zener和Hollomon引入Z參數的概念[13]，用式(4)表達，其物理意義是溫度補償的變形速率因子，依賴于T而與σ無關。若已知與試驗結果相符的經驗公式Z=f(σ)，則可以測定與σ無關的熱變形激活能。

在熱變形過程中，鋼的高溫流變應力σ主要取決于變形溫度和應變速率，可用式(5)表達，σ可表達成Z參數的函數：

只要已知A，α，n和Q等材料常數，便可由式(5)求得材料在任意變形條件下的流變應力，即可利用該式計算材料熱加工過程中流變應力與應變速度、溫度等的關系，為制定熱加工工藝參數提供依據。若Z不變，則材料穩態流變階段的組織特征不會發生明顯變化，由此就可以建立材料組織和性能與熱變形工藝之間關系的預測模型。

2.2.2 材料常數的求解

對式(1)～(3)兩邊取對數，分別得到式(6)～(8)。

對式(8)求偏導數，得：

大量研究結果表明：峰值應力和穩態流變應力滿足一定的線性關系，且峰值應力和穩態流變應力都能較好地用Z參數函數形式來描述[14-15]，對工業應用而言，獲得峰值應力與溫度及應變速率的關系更為重要。取流變應力為峰值應力，將表2中數據代入式(6)和式(7)，描點后進行線性回歸，得到 ln- l nσ和ln-σ回歸直線，如圖4所示。n1和β可取4條直線斜率的平均值，得n1=14.73，β=0.078，求出α=β/n1=0.005。

將不同變形溫度的峰值應力和應變速度代入式(8)，應用最小二乘法進行線性回歸，所得結果如圖5和圖6所示。表3所示為4個變形溫度對應直線的斜率ni，平均斜率n=10.796；表4所示為3種變形速率對應直線的斜率bi，平均斜率b=6.376。

將得到的n和b代入式(9)，求得平均變形激活能Q為 572.30 kJ/mol，將Q代入式(4)，得到Z=對式(4)兩邊求對數，得：

圖4 實驗鋼峰值應力與應變速度之間的關系Fig.4 Relationships between peak stress and strain rate of X80 steel

圖5 峰值應力σ與應變速度的關系Fig.5 Relationships between peak stress and strain rate

圖6 峰值應力σ與溫度的關系Fig.6 Relationships between peak stress and temperature

表3 l n[sinh (α σ)] 與 ln ˙的直線關系的斜率niTable 3 Slope ni of linear between l n[sinh (α σ)] and l n

表3 l n[sinh (α σ)] 與 ln ˙的直線關系的斜率niTable 3 Slope ni of linear between l n[sinh (α σ)] and l n

t/℃ ni 800 19.062 900 10.228 1 000 8.322 1 150 5.573

表4 103 K/T和 ( )]ln[sinhασ 的直線關系的斜率biTable 4 Slope bi of linear between 103 K/T and ( )]ln[sinhασ

為使結果更為精確，進行迭代計算，將n代入α=β/n求得新的α，再利用該n和α進行迭代求其他材料常數。經過幾次迭代后，求得材料常數為：n=5.73，α=0.012 MPa-1，A=2.6×1018s-1，Q=518.73 kJ/mol。把各常數代入式(5)，得到式(11)所示的流變應力方程，峰值應力與應變速率、溫度的關系可用參數Z表示。其中：

圖7 流變應力與Z的關系Fig.7 Line relationship between flow stress and parameter Z

3 動態回復和動態再結晶

圖8所示為利用透射電鏡觀察到的不同變形條件的微觀組織。由圖8(a)可見：在900 ℃和1.0 s-1變形條件下，位錯密度很高，產生了位錯纏結；在1 150 ℃和 5.0 s-1變形條件下，為典型的回復組織(圖8(b))；在1 150 ℃和0.1 s-1變形條件下，出現了三叉晶界，表明已經發生動態再結晶(圖8(c))。由圖8(d)可見：再結晶后顯微組織以針狀鐵素體為主，板條鐵素體間，有少量奧氏體(A)殘留下來，以島的形式分布于板條間和大角度晶界處，島內的成分主要是碳，合金元素與基體相近，成為富碳奧氏體島，在冷卻過程中，大部分奧氏體轉變為馬氏體(M)，形成M/A島。

圖8 不同溫度和變形速度條件下的TEM像Fig.8 TEM images at different temperatures and deformation rates

已有研究表明：針狀鐵素體組織由帶有高位錯密度的板條鐵素體晶體組成，若干鐵素體板條平行排列構成板條束，板條界為小角度晶界，其形態細長；板條束界面則為大角度晶界，針狀鐵素體具有非常細的亞結構、高的位錯密度、良好的組織均勻性和較小的等效晶粒尺寸。在針狀鐵素體中，裂紋在擴展中不斷受到彼此咬合以及相互交錯分布的針片狀條束的阻礙，對解理斷裂具有高抗力，因此，具有優良的力學性能。細小而不連續分布的M/A島也不易激發裂紋，不易提供連續的裂紋擴展通道。

圖9 變形速率為0.1 s-1的動態再結晶動力曲線Fig.9 Diagrams of dynamic recrystallization with stain rate of 0.1 s-1

圖9 所示為實驗鋼在0.1 s-1變形速率下的動態再結晶動力曲線。由圖1和圖9可以看出：在一定的應變速率下，隨著變形溫度的降低，峰值應力向應變增加的方向移動，即峰值應力對應的應變增大，開始發生動態再結晶的臨界應變也增大，需要較大的變形量才能發生動態再結晶。由圖9可以看出：Ⅰ區為完全再結晶區；Ⅲ區為未再結晶區；Ⅱ區為部分再結晶區。為了消除混晶現象，要避免在Ⅱ區變形。合金元素的加入顯著推遲基體金屬的動態再結晶過程，實驗鋼含有較高的Mn，Mo和Cu等合金元素含量，使得實驗鋼的熱變形激活能比X65鋼的熱變形激活能大很多，合金元素還可通過影響晶界遷移來影響動態再結晶過程。因此，低碳微合金鋼在相同變形量下發生動態再結晶的臨界變形量較大。

4 結論

(1)在800～1 150 ℃和0.1～5.0 s-1的應變速率范圍內，實驗鋼的流變應力隨著變形溫度的升高而降低，隨著應變速率的提高而增大。

(2)可采用Zener-Hollomon參數的雙曲正弦函數來描述實驗鋼高溫變形的峰值流變應力，計算得到材料常數α=0.012 MPa-1，n=5.73，A=2.6×1018s-1，變形激活能Q=518.73 kJ/mol。峰值流變應力與應變速率、溫度的關系可用由Z參數表示的流變應力方程表達：

(3)在本研究的變形條件下，當變形溫度為1 150℃及變形速率為0.1 s-1時，發生了明顯的動態再結晶；當變形溫度小于1 150 ℃和變形速率大于1.0 s-1時，金屬以動態回復為主要的軟化機制。

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