趙艷君１,孟慶雪２,馬本莉１,曾建民１,蔣長標１

(１．廣西大學材料科學與工程學院,南寧５３０００４;２．邯鄲鋼鐵集團有限責任公司,邯鄲０５６０１５)

摘　要:以新開發(fā)的高強高韌２０SiMn３NiA 低合金馬氏體鋼為研究對象,用熱模擬試驗機對其在９００~１０００℃進行了雙道次壓縮,應變速率為１．０s－１,道次間隔時間為１~１００s,研究了其靜態(tài)軟化行為.結(jié)果表明:當變形溫度為９００℃時,隨著道次間隔時間的延長,試驗鋼在第二道次變形時的真應力Ｇ真應變曲線由動態(tài)再結(jié)晶型(軟化趨勢大于硬化趨勢)變?yōu)殪o態(tài)再結(jié)晶型(硬化趨勢大于軟化趨勢),靜態(tài)再結(jié)晶率由道次間隔時間為１s時的６．４８％增至穩(wěn)定值８５％;當變形溫度為１０００℃時,其第二道次變形時的真應力Ｇ真應變曲線均為靜態(tài)再結(jié)晶型,靜態(tài)再結(jié)晶率由道次間隔時間為１s時的８４．４８％增至１００s時的９６％;試驗鋼的靜態(tài)再結(jié)晶激活能為４４８kJ??mol－１.

關(guān)鍵詞:雙道次壓縮;靜態(tài)再結(jié)晶;激活能;馬氏體鋼

中圖分類號:TG１４２．２４　　　文獻標志碼:A　　　文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０４Ｇ００２４Ｇ０５

StaticSofteningBehaviorofaHighＧStrengthandHighＧToughness

LowＧAlloyMartensiteSteel

ZHAOYanＧjun１,MENGQingＧxue２,MABenＧli１,ZENGJianＧmin１,JIANGChangＧbiao１

(１．SchoolofMaterialsScienceandEngineering,GuangxiUniversity,Nanning５３０００４,China;

２．HandanIronandSteel(Group)Co．,Ltd．,Handan０５６０１５,China)

Abstract:WiththenewdevelopedhighＧstrengthandhighＧtoughness２０SiMn３NiAlowＧalloymartensitesteel

asaresearchobject,thedoubleＧpasscompressiontestswereconductedonthesteelbyathermalsimulatorat９００－

１０００℃andstrainrateof１．０s－１forpassintervalsbetween１sand１００s．Andthestaticsofteningbehaviorofthe

steelwasstudied．Theresultsshow thatatthedeformationtemperatureof９００ ℃,withthepassinterval

prolonging,thetruestressＧtruestraincurvesduringsecondpassdeformationofthetestedsteelexhibitedachange

fromdynamicrecrystallizationcharacter(namelygreatertrendofsofteningthanhardening)tostaticrecrystallization

character(namelygreatertrendofhardeningthansoftening)．Thestaticrecrystallizationfractionincreasedfrom

６．４８％ withpassintervalof１stoanearlystablevalueof８５％．Atthedeformationtemperatureof１０００ ℃,the

truestressＧtruestraincurvesduringsecondpassdeformationhadastaticrecrystallizationcharacter．Thestatic

recrystallizationfractionincreasedfrom８４．４８％ withpassintervalof１sto９６％ withpassintervalof１００s．The

staticactiveenergyofthetestedsteelwas４４８kJ??mol－１．

Keywords:doubleＧpasscompression;staticrecystallization;activeenergy;martensitesteel

０ 引　言

    高強度低合金鋼因合金含量較低(合金元素質(zhì)量分數(shù)在５％左右),可在成本增加很小的情況下獲得較高強度與韌性的合理匹配. 其中,低碳馬氏體合金鋼是一種典型的高強度低合金鋼,其在淬火后再進行低溫回火處理,通?？狂R氏體相變和回火析出的εＧ碳化物達到高強度[１－２]. 低碳馬氏體合金鋼中普遍含有較多的合金元素鎳、鉻、釩、鉬,這些合金元素價格較高. 為了降低成本,作者以我國資源豐富的廉價錳、硅為主要合金元素,而僅加入少量昂貴的鎳,開發(fā)出一種新型高強度低合金馬氏體鋼(牌號為２０SiMn３NiA),此鋼的抗拉強度Rm 不小于１５００MPa,沖擊功Akv 不小于８５J,具有很好的強韌性匹配[３－４].２０SiMn３NiA鋼可承受不連續(xù)、高速循環(huán)往復碰撞,主要應用在服役條件苛刻的鐵路維護用搗鎬類零件上.

    在鍛造與熱軋加工過程中,鋼在奧氏體區(qū)加熱變形后,晶粒內(nèi)部存儲了一定的變形能,鋼處于較高的能量狀態(tài).由于鍛造與軋制變形通常都是多道次的,在前一道次變形后,其隨后道次的升溫及保溫過程中,鋼內(nèi)部加工硬化的組織在道次間隔期間將發(fā)生回復和再結(jié)晶,釋放儲存的變形能.這種回復與再結(jié)晶會影響鋼在高溫變形過程中的成形性和變形抗力,并影響其后的相變過程及相變產(chǎn)物.為了研究２０SiMn３NiA 鋼在熱變形后升溫、保溫時間里的再結(jié)晶行為,達到控制工藝參數(shù),進而控制其顯微組織及性能的目的,作者利用Gleeble１５００型熱模擬試驗機對該鋼進行了雙道次壓縮(前后兩道次的變形溫度相同)變形試驗,研究了其在熱變形過程間歇時間內(nèi)的靜態(tài)軟化行為,為制定合理的熱加工工藝提供試驗依據(jù).

１　試樣制備與試驗方法

１．１　試樣制備

    試驗材料為自制２０SiMn３NiA鋼,化學成分見表１.該鋼采用真空感應爐冶煉,澆鑄成錠,經(jīng)十字鍛造成材,鍛后緩冷,再經(jīng)６８０ ℃保溫４h的退火處理,然后在８６０℃保溫３０min進行正火處理.試驗鋼的尺寸為５５ mm×１５０ mm×６５０ mm,在其上加工出尺寸為?８mm×１５mm 的壓縮試樣.

１．２　試驗方法

    在Gleeble１５００型熱模擬機上進行壓縮試驗,將鉑Ｇ銠熱電偶焊接在試樣的半高外表面處以測量溫度.為減小試樣溫度的不均勻性及與壓頭之間的摩擦和黏接,在試樣與壓頭之間放置了石墨鉭箔.前后兩道次變形溫度相同的雙道次壓縮工藝如下:先將試樣以１０ ℃??s－１的速率加熱至１１００ ℃,保溫３min使其充分奧氏體化,然后以５ ℃??s－１的速率冷卻至變形溫度(分別為９００,９５０,１０００ ℃),保溫３０s后進行第一道次壓縮,變形量為３０％,應變速率為１．０s－１;間隔一定時間(分別為１,５,１０,５０,１００s)后進行第二道次壓縮,變形量為３０％,應變速率為１．０s－１.壓縮試驗結(jié)束后立即對試樣進行淬火,以保留高溫變形組織.用４％(體積分數(shù))硝酸酒精溶液腐蝕后,在LeicaDMR型正置式廣視野光學顯微鏡上觀察顯微組織.

２　試驗結(jié)果與討論

２．１　道次間隔時間對顯微組織的影響

     由圖１和圖２可以看出,在９００,１０００℃ 以及不同道次間隔時間下變形后,試驗鋼的顯微組織均為板條馬氏體;道次間隔時間為１,５s時,板條馬氏體相對細小,而道次間隔時間為１０,５０,１００s時,板條馬氏體相對粗大. 在相同的道次間隔時間下,１０００℃變形后的顯微組織比９００ ℃變形后的顯微組織粗大.這是由于在較高的變形溫度下,晶粒的靜態(tài)再結(jié)晶在較短的時間內(nèi)就可以基本完成,隨著道次間隔時間的延長,晶粒再結(jié)晶后發(fā)生了晶粒長大,淬火后得到的板條馬氏體也相對粗大.

２．２ 道次間隔時間及變形溫度對流變應力的影響

    從圖３中可以看出,當變形溫度為９００℃,道次間隔時間由１s延長到１００s時,第二道次變形時試驗鋼的流變應力逐漸降低.當?shù)来伍g隔時間為１s和５s時,隨著第二道次應變量的增加,試驗鋼的真應力先增加到一個峰值后(與第一道次應力接近)再降低,此時的第二道次真應力Ｇ真應變曲線為動態(tài)再結(jié)晶型(即軟化趨勢大于硬化趨勢)曲線,說明在第二道次的變形過程中伴隨著動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生.這主要是因為道次間隔時間比較短,靜態(tài)再結(jié)晶來不及進行,晶粒內(nèi)部還儲存大量的形變能,在第二道次變形過程中,這些形變能達到一定程度時,晶粒發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶.而當間隔時間在１０s以上時,隨著第二道次應變量的增加,試驗鋼的真應力增加到一個峰值而后趨于平穩(wěn),第二道次真應力Ｇ真應變曲線均呈靜態(tài)再結(jié)晶型(即硬化趨勢大于軟化趨勢)且比１~５s的低,這是因為道次間隔時間比較長,晶粒有足夠的時間發(fā)生并完成靜態(tài)再結(jié)晶[５－６].

    時間從１s延長到１００s,試驗鋼在第二道次壓縮時的流變應力呈先升高后平緩的變化趨勢;與９００ ℃變形時不同的是,第二道次流變應力比第一道次有明顯的降低,但第二道次的各真應力Ｇ真應變曲線幾乎重合在一起,難以區(qū)分.這是因為變形溫度較高,在很短的道次間隔時間下,試驗鋼中的靜態(tài)再結(jié)晶也進行得比較充分,所以第二道次的流變應力與道次間隔時間較長時的流變應力相差不大.

２．３ 靜態(tài)再結(jié)晶率

    如果試驗鋼中靜態(tài)再結(jié)晶能完全進行,則第二道次的真應力Ｇ真應變曲線和第一道次的應該完全重合;如果不存在靜態(tài)再結(jié)晶,則第二道次真應力Ｇ真應變曲線的起始應力和第一道次卸載時應力重合.而實際的靜態(tài)再結(jié)晶行為介于上述兩個極端現(xiàn)象之間[７－９].

作者采用后插法計算靜態(tài)軟化率,后插法在計算軟化率的過程中剔除了變形后靜態(tài)回復產(chǎn)生的軟化,該法得到的靜態(tài)軟化率與實際靜態(tài)再結(jié)晶率Xs比較接近[７].由圖５可見,將第一道次真應力Ｇ真應變曲線向第二道次的真應力Ｇ真應變曲線移動,使其部分重合,得到平移曲線與第一道次壓縮試驗卸載曲線的交點對應的應力σr[８－９],則靜態(tài)再結(jié)晶率Xs可以表示為:

    此外,在１０００℃下還進行了道次間隔時間為０．１s的雙道次壓縮試驗,計算得到的靜態(tài)再結(jié)晶率為７．４３％,這說明了變形溫度較高時,只需要較短的時間,就能達到與變形溫度較低、道次間隔時間較長時一樣的軟化效果.因而變形溫度是影響試驗鋼發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的主要因素.

在其他條件一定的情況下,變形溫度越高,試驗鋼屈服應力越低,形變能越大,再結(jié)晶的驅(qū)動力也越大,再結(jié)晶速率加快.溫度對再結(jié)晶形核和晶粒長大速率的影響均呈指數(shù)關(guān)系.而隨著變形溫度的降低,晶粒再結(jié)晶的難度加大,當變形溫度降低到一定程度時,靜態(tài)再結(jié)晶行為將可能不會發(fā)生.

２．４ 靜態(tài)再結(jié)晶激活能

    鋼的化學成分對其靜態(tài)再結(jié)晶行為有顯著的影響,這種影響主要是通過化學成分對激活能Qrec的影響來實現(xiàn)的. 因此,２０SiMn３NiA 鋼作為新開發(fā)的鋼種,計算其激活能是很有必要的. 靜態(tài)再結(jié)晶率達到５０％ 的時間t０．５ 可按照式(２)[１０－１１]確定:

    式中:ε 為應變;ε?? 為應變速率,s－１;R 為氣體常數(shù),J??K－１??mol－１;T 為熱力學溫度,K;A ,p,q 均為常數(shù).對式(２)兩邊取對數(shù)可得到式(３)

已有的研究結(jié)果[１２－１３]表明,Qrec與變形條件(ε,ε??,T )基本無關(guān). 因此對于某一種鋼,lnt０．５與１/T 呈線性關(guān)系,直線斜率為Qrec/R. 根據(jù)圖６可得到不同溫度下的t０．５,進而得到試驗鋼的lnt０．５和１/T 的關(guān)系曲線,如圖７所示. 對圖７數(shù)據(jù)進行線性回歸分析,得到試驗鋼的靜態(tài)再結(jié)晶激活能為４４８kJ??mol－１.

３　結(jié)　論

    (１)２０SiMn３NiA 鋼在９００ ℃進行不同道次間隔時間的雙道次壓縮時,當?shù)来伍g隔時間為１s和５s時,其第二道次變形時的真應力Ｇ真應變曲線為動態(tài)再結(jié)晶型,道次間隔時間為１s時的靜態(tài)再結(jié)晶率為６．４８％;當?shù)来伍g隔時間大于１０s時,其第二道次變形時的真應力Ｇ真應變曲線為靜態(tài)再結(jié)晶型,靜態(tài)再結(jié)晶率趨于穩(wěn)定,為８５％.

    (２)２０SiMn３NiA鋼在１０００ ℃進行不同道次間隔時間的雙道次壓縮時,當?shù)来伍g隔時間從１s延長到１００s時,其第二道次變形時的真應力Ｇ真應變曲線均為靜態(tài)再結(jié)晶型;道次間隔時間為１,１００s時的靜態(tài)再結(jié)晶率分別為８４．４８％,９６％.

    (３)２０SiMn３NiA 鋼的靜態(tài)再結(jié)晶激活能為４４８kJ??mol－１.

（文章來源：材料與測試網(wǎng)）