2017, Vol. 38
屈服强度390 MPa级高强钢由于其优良的力学性能而广泛应用于建筑、桥梁、各种结构件等领域.该级别钢在成分设计上一般需添加1%以上的Mn, 还要添加一定量的贵重微合金元素Nb和V, (微)合金成本较高[1-2]; 在生产时需要通过低温轧制结合低温卷取工艺来保证钢材的强韧性, 钢中易于出现带状组织, 更重要的是会增大轧机和卷取的负荷, 降低生产效率.
Ti微合金化技术的应用解决了屈服强度390 MPa级高强钢存在的上述问题.利用Ti的细晶强化和析出强化效果, 降低Mn含量的同时, 省去了钢中的Nb和V, 显著降低了(微)合金成本.同时, 在生产中无需采用低温轧制和低温卷取工艺, 使轧制和卷取过程极其顺畅, 生产效率得到了提高.钢材生产过程中的变形行为作为控制轧制的一部分, 具有十分重要的意义[3-9].由于采用了一种全新的成分体系, 该级别产品的变形行为尚未开展研究.
基于此, 本文以基于Ti微合金化成分设计的屈服强度390 MPa级高强钢为研究对象, 通过热模拟实验, 研究了实验钢的变形行为, 建立了再结晶和变形抗力模型, 并与传统该级别高强钢的变形行为进行了对比, 为Ti微合金化高强钢控制轧制工艺的制定奠定了基础.
1 实验材料及方法实验用钢采用低Mn中Ti的成分设计, 其化学成分(质量分数, %)为:C 0.175, Si 0.222, Mn < 0.6, P 0.012, S 0.004, Al 0.027, Ti < 0.05.
单道次压缩实验在MMS-200热/力模拟实验机上进行, 将坯料加工成ϕ8 mm×15 mm的圆柱形试样.为了研究实验钢的热变形行为, 设计了如下工艺方案:
1) 将热模拟试样加热到奥氏体化温度, 充分奥氏体化后, 冷却至不同温度后进行变形, 记录变形过程的应力-应变曲线, 具体实验工艺如图 1所示.
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图 1 单道次压缩实验工艺图 Fig.1 Experimental process diagram of a single-pass compression test |
2) 将热模拟试样加热到奥氏体化温度, 充分奥氏体化后, 冷却至1 050 ℃后进行变形, 变形后立即淬火, 详细的实验工艺见图 2.
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图 2 1 050 ℃淬火实验工艺图 Fig.2 Experimental process diagram of quenching from 1 050 ℃ |
淬火后的试样经研磨抛光后采用化学腐蚀法(苦味酸、二甲苯、氢氟酸等混合物)腐蚀变形后奥氏体晶界, 在显微镜下观察奥氏体形貌并测定再结晶体积分数, 分析变形程度对再结晶奥氏体的影响规律.
2 实验结果及数学模型建立 2.1 实验结果图 3给出了实验钢单道次压缩时的应力-应变曲线.由图 3可知, 在应变速率和应变量相同的条件下, 变形温度降低, 应力逐渐增大.当应变速率较低(0.1 s-1)时, 在本实验变形温度范围内, 实验钢均可发生动态再结晶.在变形温度(1 000 ℃)和应变相同时, 随着应变速率的增大, 应力逐渐增大; 应变速率较小(0.1 s-1)时, 应力-应变曲线是动态再结晶型, 应变速率较大(1 s-1和10 s-1)时, 应力-应变曲线是动态回复型.
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图 3 实验钢的应力-应变曲线 Fig.3 Stress-strain curves of the experimental Q390 steel (a)—变形速率0.1 s-1；(b)—变形速率1 s-1；(c)—变形温度1 000 ℃. |
当变形温度为1 050 ℃, 变形速率为0.1 s-1时, 实验钢不同应变下对应的奥氏体组织照片如图 4所示.可以看出, 当ε=0.15时, 奥氏体晶粒的尺寸粗大, 基本没有细小的新晶粒产生, 此时几乎没有发生动态再结晶; 当ε=0.3时, 在奥氏体的晶界处形成了少量细小的再结晶晶粒, 已部分发生了动态再结晶; 当ε=0.45时, 细小奥氏体晶粒数目显著增多, 动态再结晶体积分数增大; 当ε=0.6时, 组织为大量细小的奥氏体组织, 动态再结晶发生较为充分.表明, 实验钢在变形温度为1 050 ℃, 变形速率为0.1 s-1时, 随着应变量的增加, 动态再结晶的体积分数逐渐增大.
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图 4 不同应变下的奥氏体组织 Fig.4 Austenite microstructure at different strain (a)—ε=0.15；(b)—ε=0.3; (c)—ε=0.45；(d)—ε=0.6. |
钢的变形抗力由应变量、应变速率以及变形温度决定.变形抗力可记为
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(1) |
式中:ε为应变; 
假定ε，
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(2) |
式中:a, b, c, d为待定常数.
对式(2)两边同时取对数可得
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(3) |
由式(3)可以看出, lna与lnε, 
a=15.354 7;b=0.335 4;
c=0.072 68;d=3 438.06.
该线性回归的校正决定系数为R2＝0.928 36, 即R=0.963 51.对计算与实测的变形抗力结果进行比较, 结果如图 5所示.
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图 5 Q390钢的应力-应变曲线 Fig.5 Stress-strain curves for the Q390 steel (a)—应变速率1 s-1, 变形温度950 ℃；(b)—应变速率10 s-1, 变形温度1 000 ℃. |
可以看出, 计算与实测的应力-应变曲线符合程度良好.表明, 所建立的数学模型精度较高, 可以真实地反应实验钢的变形抗力变化.
2.3 动态再结晶数学模型的建立钢的动态再结晶模型中包含3个特征应变量, 分别为:开始发生再结晶时对应的应变(临界应变εc), 应力最大值所对应的应变(峰值应变εp)和再结晶趋于结束时对应的应变(稳态应变εs).临界应变和峰值应变的关系为εc=(0.60~0.85)εp, 本文取εc=0.8εp.εs可以通过加工硬化率与应变的关系曲线来确定[11].
由图 3可知, 在应变速率为0.1 s-1, 且变形温度高于950 ℃时, Q390实验钢发生了动态再结晶.根据相应的应力-应变曲线确定对应的3个特征应变, 所得结果如表 1所示.
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表 1 动态再结晶模型的特征应变 Table 1 Characteristic strain in the dynamic recrystallization model |
Zener-Hollomon参数(Z参数)是金属发生再结晶难易程度的一个指标, Z参数值越小, 材料越容易发生再结晶.Z参数表示为
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(4) |
式中:Qd为动态再结晶激活能, J/mol; R为气体常数, 8.314 J/(mol·K).
εp与初始奥氏体晶粒直径和Z参数的关系[12]为
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(5) |
式中:A为常数; d0为初始奥氏体晶粒直径, μm.
将式(4)代入式(5)中得
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(6) |
两边取对数整理得
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(7) |
由式(7)可以看出, lnεp与0.16/RT之间呈线性关系.Qd即为直线的斜率.将表 1中的3个εp及对应温度代入式(7)中, 利用Origin进行线性回归求出实验钢的动态再结晶激活能Qd=257.142 kJ/mol.将Qd代入式(4)中得到Z参数的表达式为
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(8) |
为了提高模型的精度, 这里, 采用Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程来确定实验钢的动态再结晶的体积分数fdyn.
JMA方程为
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(9) |
式中:fdyn为动态再结晶体积分数, %; b，n是与变形参数Z有关的变量.
因此JMA方程(9)可以改写为
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(10) |
式中:b(Z)，n(Z)是Z参数的函数; t为时间, s.
这里, 认为动态再结晶的临界应变和稳态应变对应动态再结晶体积分数分别为0.5%和99%, 则式(10)变为
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(11) |
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(12) |
由式(11)和(12)可以求得n(Z)和b(Z):
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(13) |
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(14) |
式中:
将表 1中的参数代入式(13), 式(14)和式(10)可以得到实验钢的动态再结晶体积分数.
当变形温度为950 ℃(应变速率= 0.1 s-1)时:
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(15) |
当变形温度为1 000 ℃(应变速率=0.1 s-1)时:
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(16) |
当变形温度为1 050 ℃(应变速率=0.1 s-1)时:
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(17) |
图 6给出了1 050 ℃变形时, 动态再结晶体积分数的比较.
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图 6 动态再结晶体积分数对比 Fig.6 Comparison of volume fraction of dynamic recrystallization |
由图 6可以看出, 动态再结晶动力学模型的预测值和实测值吻合良好.表明采用该方法建立的动态再结晶数学模型具有较高的精度.
图 7给出了本实验采用的新成分体系与常规成分体系[13]生产的相同强度级别钢材应力-应变曲线的对比情况.可以看出, 在相同工艺条件下, 采用Ti微合金化成分设计的实验钢应力显著低于常规成分的钢材; 同时, Ti微合金化成分设计的实验钢的峰值应变明显小于常规成分的实验钢.说明, 在相同变形条件下, Ti微合金化成分设计的实验钢轧制时所需的轧制力较小, 易于发生动态再结晶, 可以有效地细化奥氏体晶粒, 进而提高钢材强韧性.
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图 7 应力-应变曲线的比较 Fig.7 Comparison of stress-strain curves |
1) Ti微合金化Q390高强钢的变形抗力随着变形温度的降低逐渐增大; 当应变速率为0.1 s-1时, 850~1 050 ℃变形均可发生显著的动态再结晶; 而当应变速率增大至1 s-1和10 s-1, 应力-应变曲线转变为动态回复型.
2) 建立了Ti微合金化实验钢高精度的变形抗力模型:
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实验钢的动态再结晶激活能为257.142 kJ/mol, 建立了高精度的动态再结晶数学模型.
3) 与常规成分体系相比, Ti微合金化成分设计的实验钢轧制时所需的轧制力较小, 更容易发生动态再结晶.
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