第1期 魏海莲等：新型微合金化C-一Al高强度钢的热变形行为 ·49· 好的固溶强化效果，并且以铝替硅TRP钢具有 和合金在热变形条件下的行为对于制定金属的成形 良好的性能6).当前研究发现铝加入热轧双相钢 工序（热轧、锻造和挤压）具有非常重要的意义.因 中能扩大可实现双相钢的成功制备的温度区间网 此本文的目的是研究一种完全以A!替Si高强度钢 文献5]表明，铝的增加对铁素体晶粒尺寸和晶界 的热变形行为 取向差分布函数有一定影响. 1 实验材料和方法 但是，至今鲜有详细的文献报道以A!替Si的 高性能钢在奥氏体单相区的热变形行为.了解金属 本研究用实验钢化学成分如表1所示. 表1实验钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the experimental steel % C Si AI Mn Cr Mo Ni Nb Ti N 0.23 <0.10 1.79 1.50 1.0 0.25 0.006 1.0 0.06 0.025 0.0024 0.0084 0.0019 实验钢在真空高频感应炉中治炼成50kg的铸 的增加，应力逐渐下降直至达到稳态；而当应变速率 锭，铸锭经锻造轧制成20mm厚的钢板，然后在 升高到1s时，流变应力曲线出现了不明显的峰 1000℃保温2h后空冷，以细化晶粒均匀组织.将实 值：当应变速率进一步升高到10和30s1时，应力一 验钢加工成8mm×15mm的圆柱试样，在Gleeble 应变曲线由于在高应变速率下的绝热温升效应而出 1500型热模拟试验机上采用单轴压缩试验进行奥 现了应力下降的现象.图1(b)为0.01s时不同温 氏体单相区变形.变形温度为900、950、1000、1050 度下实验钢的应力一应变曲线。可以看出，此时所有 和1100℃，应变速率为0.01、0.1、1、10和30s-. 的曲线均呈现动态再结晶型曲线的特征，但随着温 压缩之前，试样在真空中以10℃·s的速度加热到 度的降低，应力峰值变得越来越不明显.从图1中 1150℃，保温5min,然后以6.7℃·s1的速度冷却到 还可以看出，实验钢的流变应力随着应变速率的降 变形温度，保温30s以使试样内部温度均匀，最后进 低和温度的升高而降低. 行压缩试验，工程应变量为0.6.压缩变形结束后试 2.2热变形显微组织 样立即水淬到室温.然后将变形试样沿纵向切开， 实验钢在不同变形条件下的显微组织如图2和 磨样抛光，用过饱和苦味酸溶液浸蚀原奥氏体晶界. 图3所示.从图2看出：在温度为900℃，应变速率 2实验结果和讨论 为10s时，组织中存在沿变形方向拉长的原始晶 粒.当温度提高到950℃，原始晶粒沿变形方向被 2.1真应力-真应变曲线 拉长，同时，在锯齿状的原始晶界附近可以看到一些 图1显示了在不同温度和应变速率下实验钢的 细小的再结晶核心，表明再结晶己经发生。温度提 真应力-真应变曲线.图1(a)为1000℃，不同应变 高到1000℃，更多的再结品晶粒出现在原始晶界周 速率下的实验钢应力一应变曲线.可以看出：当应变 围，形成了“项链状”组织，如图2（©）所示.当温度 速率为0.01、0.1s时，流变应力曲线呈现典型的 进一步提高到1050℃，再结晶晶粒体积分数明显提 动态再结品特征，应力先上升到最高峰，随着应变量 高，大部分原始晶粒己经被新的再结晶晶粒取代 20- 240 a)10x)1 160Fd0.01、 900 220 30 140 200 120 950 I6 nw、t 10) 140 -1001 120 100 01、1 10501 001s 110) 0 40 40 0 0.2 0.40.6 0.8 020406 08 1.0 直应变 直成及 图1实验钢在不同变形条件下的流变应力曲线.(a)1000℃：(b)0.01s1 Fig.1 Flow stress curves of the steel under different deformation conditions:(a)1000C:(b)0.01 s-1第 1 期 魏海莲等: 新型微合金化 C--Mn--Al 高强度钢的热变形行为 好的固溶强化效果［5］，并且以铝替硅 TＲIP 钢具有 良好的性能［6--7］． 当前研究发现铝加入热轧双相钢 中能扩大可实现双相钢的成功制备的温度区间［8］． 文献［5］表明，铝的增加对铁素体晶粒尺寸和晶界 取向差分布函数有一定影响． 但是，至今鲜有详细的文献报道以 Al 替 Si 的 高性能钢在奥氏体单相区的热变形行为． 了解金属 和合金在热变形条件下的行为对于制定金属的成形 工序( 热轧、锻造和挤压) 具有非常重要的意义． 因 此本文的目的是研究一种完全以 Al 替 Si 高强度钢 的热变形行为． 1 实验材料和方法 本研究用实验钢化学成分如表 1 所示． 表 1 实验钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the experimental steel % C Si Al Mn Cr Mo B Ni Nb Ti S P N 0. 23 ＜ 0. 10 1. 79 1. 50 1. 0 0. 25 0. 006 1. 0 0. 06 0. 025 0. 0024 0. 0084 0. 0019 实验钢在真空高频感应炉中冶炼成 50 kg 的铸 锭，铸锭经锻造轧制成 20 mm 厚 的 钢 板，然 后 在 1000 ℃保温 2 h 后空冷，以细化晶粒均匀组织． 将实 验钢加工成 8 mm × 15 mm 的圆柱试样，在 Gleeble 1500 型热模拟试验机上采用单轴压缩试验进行奥 氏体单相区变形． 变形温度为 900、950、1000、1050 和 1100 ℃，应变速率为 0. 01、0. 1、1、10 和 30 s － 1 ． 压缩之前，试样在真空中以 10 ℃·s － 1 的速度加热到 1150 ℃，保温5 min，然后以6. 7 ℃·s － 1 的速度冷却到 变形温度，保温 30 s 以使试样内部温度均匀，最后进 行压缩试验，工程应变量为 0. 6． 压缩变形结束后试 样立即水淬到室温． 然后将变形试样沿纵向切开， 磨样抛光，用过饱和苦味酸溶液浸蚀原奥氏体晶界． 图 1 实验钢在不同变形条件下的流变应力曲线． ( a) 1000 ℃ ; ( b) 0. 01 s － 1 Fig． 1 Flow stress curves of the steel under different deformation conditions: ( a) 1000 ℃ ; ( b) 0. 01 s － 1 2 实验结果和讨论 2. 1 真应力--真应变曲线 图 1 显示了在不同温度和应变速率下实验钢的 真应力--真应变曲线． 图 1( a) 为 1000 ℃，不同应变 速率下的实验钢应力--应变曲线． 可以看出: 当应变 速率为 0. 01、0. 1 s － 1 时，流变应力曲线呈现典型的 动态再结晶特征，应力先上升到最高峰，随着应变量 的增加，应力逐渐下降直至达到稳态; 而当应变速率 升高到 1 s － 1 时，流变应力曲线出现了不明显的峰 值; 当应变速率进一步升高到 10 和 30 s － 1 时，应力-- 应变曲线由于在高应变速率下的绝热温升效应而出 现了应力下降的现象． 图 1( b) 为 0. 01 s － 1 时不同温 度下实验钢的应力--应变曲线． 可以看出，此时所有 的曲线均呈现动态再结晶型曲线的特征，但随着温 度的降低，应力峰值变得越来越不明显． 从图 1 中 还可以看出，实验钢的流变应力随着应变速率的降 低和温度的升高而降低． 2. 2 热变形显微组织 实验钢在不同变形条件下的显微组织如图 2 和 图 3 所示． 从图 2 看出: 在温度为 900 ℃，应变速率 为 10 s － 1 时，组织中存在沿变形方向拉长的原始晶 粒． 当温度提高到 950 ℃，原始晶粒沿变形方向被 拉长，同时，在锯齿状的原始晶界附近可以看到一些 细小的再结晶核心，表明再结晶已经发生． 温度提 高到 1000 ℃，更多的再结晶晶粒出现在原始晶界周 围，形成了“项链状”组织，如图 2( c) 所示． 当温度 进一步提高到 1050 ℃，再结晶晶粒体积分数明显提 高，大部分原始晶粒已经被新的再结晶晶粒取代． ·49·