低温建筑用高强度低合金钢的高温变形行为

刘宏霞 宋 源 秦世宇 杨 魁

（1.吉林工程职业学院，吉林 四平 136000；2.中国建筑设计研究院有限公司，北京 100142；3.北京科技大学，北京 100083）

近年来，随着高层建筑和大跨度建筑的快速发展，给高强建筑用钢带来巨大的发展机遇，同时也对其强塑性、低温韧性、低屈强比等性能提出了更高的要求［1］。尤其是随着建筑用钢在寒冷地区工业建筑中的应用逐渐增多，如何保证其在低温环境下仍具有较好的强韧性和强塑性，避免在受到低温冲击载荷作用时发生低温脆断［2-3］，进而影响整体建筑结构的安全性，是科研工作者和生产企业共同关注的技术难题。常用的改善高强建筑用钢综合性能的手段包括添加合金元素（Nb、V和Ti等）、控制轧制和控制冷却等［4-6］，其中对于建筑用钢微合金化的研究已经较为成熟，但对微合金化建筑用钢热变形行为的研究则相对较少。实际生产中的轧制变形通常在高温和高应变速率下进行，加热温度对高应变速率下低温建筑用钢热变形行为（动态回复、再结晶）的影响及作用机制尚不清楚［7-9］。本文以低温建筑用低合金热轧钢板为研究对象，采用热模拟试验方法研究了变形温度对低合金钢以高应变速率热变形行为的影响，建立了其热变形本构方程，有助于低温建筑用钢的工艺优化与应用。

1 试验材料与方法

试验材料为吉林吉钢钢铁集团有限公司生产的低合金热轧钢板（厚度16 mm），采用电感耦合等离子发射光谱法测得其化学成分（质量分数）为0.19%C、0.26%Si、1.48%Mn、0.009%P、0.004%S、0.15%Cr、0.22%Ni、0.11%Cu、0.10%V。采用DIL402PC热膨胀仪测得试验钢的奥氏体转变开始温度Ac1和结束温度Ac3分别为724和810℃。

从热轧钢板上切取尺寸φ8 mm×12 mm试样，在Gleeble-3800热模拟试验机上进行热压缩试验［10］。热压缩工艺参数为：预先将试样加热至1 260℃，保温6 min后冷却至850～1 200℃，保温120 s后进行单道次压缩变形，应变速率为5 s－1，变形后立即水冷。

金相试样经过打磨、抛光后，采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，清洗、吹干后，使用GX51型光学显微镜进行显微组织观察；采用沸腾的饱和苦味酸水溶液腐蚀试样以显示奥氏体晶界，采用Image-Pro Plus 6.0图像分析软件依据GB/T 6394—2017《金属平均晶粒度测定方法》统计再结晶晶粒尺寸；采用线切割方法将热压缩试样加工成薄片后机械打磨至60 μm厚，再用冲孔机冲成φ3 mm圆片后进行双喷减薄，电解液采用体积分数为10%的高氯酸酒精溶液，在JEOL-2100型透射电子显微镜上进行微细结构观察，并对析出相进行能谱分析。

2 结果与分析

图1为低合金钢以5 s－1应变速率、在850～1 200℃压缩变形时的真应力-真应变曲线。可见，变形温度850～1 200℃范围内的应力-应变曲线相似，随着应变从0增加至0.9，不同变形温度下低合金钢的应力值在初始阶段增长较快（加工硬化起主导作用所致［11］），而后趋于平稳（动态软化与加工硬化共同作用使流变应力趋于平衡），并在应变增加至0.6及以上时缓慢增加（加工硬化作用产生的流变应力增加大于动态软化作用），整个应变范围内未见流变应力峰值，整体呈现动态回复特征；应变相同，变形温度越高则相应的流变应力越小，这主要是在较高变形温度下低合金钢的位错滑移阻力更小、原子运动更快，动态软化行为更加明显所致［12］。

图1 低合金钢在850～1 200℃压缩变形时的真应力-真应变曲线Fig.1 True stress-true strain curves for the low-alloy steels during compression at deformation temperatures of 850 to 1 200℃

图2为热轧态低合金钢的显微组织，为铁素体＋珠光体，铁素体呈亮白色，珠光体呈灰黑色。图3为低合金钢以5 s－1应变速率、在850～1 200℃压缩变形后的显微组织，为奥氏体＋再结晶晶粒。结合图1应力-应变曲线可知，低合金钢在850～1 200℃范围内未出现峰值应力，但其组织已经发生了不同程度的动态再结晶，说明达到峰值应力之前就已经发生了动态再结晶。在850～1 100℃压缩变形时，温度越高则再结晶晶粒越细小、数量越多，1 100℃变形的平均再结晶晶粒尺寸已减小至9 μm；而在1 100～1 200℃压缩变形时，温度越高则再结晶晶粒越粗大、数量越少，1 200℃变形的平均再结晶晶粒尺寸增大至55 μm。这主要是因为在850～1 100℃范围内，低合金钢的动态再结晶速率随温度的升高而增大，并在1 100℃时形成细小等轴晶，而当温度升高至1 100℃及以上时，动态再结晶晶粒长大和粗化。

图2 热轧态低合金钢的显微组织Fig.2 Microstructure of the hot-rolled low-alloy steel

图3 在850～1 200℃压缩变形的低合金钢的显微组织Fig.3 Microstructures of the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200 ℃

图4为采用九次多项式非线性拟合法［13］得到的低合金钢在850～1 200℃压缩变形后的应变硬化率θ-真应力σ曲线。对比分析可见：所有的曲线都有拐点（Ⅱ）；在拐点出现前（Ⅰ），变形温度为850～1 200℃钢的应变硬化率随着真应力的增加而迅速减小，此时曲线斜率较大；拐点出现时（Ⅱ），应变硬化率下降不明显，曲线斜率减小；拐点出现后（Ⅲ），应变硬化率再次随着真应力的增加而迅速减小，曲线斜率增大。拐点Ⅱ的出现主要是低合金钢在热变形过程中，位错运动产生亚晶，减缓了动态回复所致［14］。

图4 在850～1 200℃压缩变形的低合金钢的应变硬化率-真应力曲线Fig.4 Strain-hardening rate-true stress curves for the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200℃

为了确定低合金钢在不同温度压缩变形时的峰值应力σp（θ＝0）、临界应力σc（－ dθ/dσ最小值对应的应力）、峰值应变εp和临界应变εc［15］，根据图4的应变硬化率-真应力曲线绘制了低合金钢的（－dθ/dσ）-σ 曲线，如图5所示。表1为对应于图5低合金钢的动态再结晶特征值。从统计结果看，变形温度越高则低合金钢的σp和σc越小，相应地，εp和εc也逐渐减小，εp/εc比值逐渐增大，在850～1 200 ℃变形的低合金钢的εc/εp比值为0.475 7 ～0.573 3，小于Sellar等［16］研究得出的εp/εc比值（0.60 ～0.85）。这主要与在相对较低的应变速率下，动态回复和动态再结晶时间较长，进而影响动态软化有关［17］。

图5 在850～1 200℃压缩变形的低合金钢的（－dθ/dσ）－ σ 关系Fig.5 Relation of － dθ/dσ to σ for the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200℃

表1 低合金钢在850～1 200℃压缩变形时的动态再结晶特征值Table 1 Characteristic values of dynamic recrystallization of the low-alloy steel compression deformed at temperatures of 850 to 1 200℃

式中：Z为补偿变形速率因子；Q为热激活能（342.08 kJ/mol［19］）；R 为气体常数（8.314 J/（K·mol））；A和n分别表示结构因子和应力指数。对式（1）两边取对数可得：

将表1中σp代入式（2）并进行线性拟合，可得低合金钢在应变速率为5 s－1时lnZ与lnσp的对应关系，如图6所示。计算得到结构因子A和应力指数n 分别为7.808 4 ×10－3和7.975 1，再将A和n值代入式（1），得到低合金钢的热变形本构方程为：

图6 低合金钢的lnZ-lnσp关系Fig.6 Relation of lnZ to lnσpfor the low-alloy steel

图7 低合金钢的lnZ-lnε关系Fig.7 Relation of lnZ to lnε for the low-alloy steel

3 分析与讨论

低合金钢中析出相的透射电镜观察结果如图8所示。在变形温度为850℃时，钢中有较多的纳米级析出相，尺寸为5～20 nm；当变形温度升高至900℃及以上时，随着变形温度的升高，纳米级析出相数量减少、尺寸增大，在1 000℃变形时部分析出相尺寸增大至约40 nm；能谱分析表明该析出相主要含有V、C和N元素，为V（C，N）相［21］。低合金钢在热压缩变形过程中，位错和亚结构等晶体缺陷可以为V（C，N）相形核创造有利条件［22-23］，且在较高变形温度下析出相的粗化与长大更加显著。

图8 在不同温度压缩变形的低合金钢中析出相的透射电镜形貌Fig.8 TEM images of the precipitated phase in the low-alloy steel compression deformed at different temperatures

图9为在800～1 000℃变形的低合金钢中V（C，N）相的尺寸分布，图中Np、Dave、Dmax和Dmin分别为V（C，N）相的数量、平均直径、最大直径和最小直径。再结晶驱动力FR、位错密度和流变应力σ之间的对应关系［24］为：

图9 在不同温度压缩变形的低合金钢中V（C，N）相的尺寸分布Fig.9 Size distributions of V（C，N）phase in the low alloy steel compression deformed at different temperatures

式中：剪切模量μ为4×104MN/m2；伯氏矢量b为2.5×10－10m；σ和σ0分别表示峰值应力和应变0.02处的应力；M为泰勒因子（面心立方结构取值3.1）；α为应力水平因子（面心立方结构取值0.15）；fρ为位错密度因子（取值1）。计算得到不同温度变形的低合金钢的Δρ和FR。如变形温度850℃时的Δρ和FR分别为6.98×1014m－2和0.86 MN/m2，900 ℃ 时的Δρ和FR分别为5.79 ×1014m－2和0.71 MN/m2，950 ℃时的Δρ和FR分别为4.89 × 1014m－2和0.60 MN/m2，1 000℃时的Δρ和FR分别为3.99×1014m－2和0.49 MN/m2。

不同温度变形的低合金钢中V（C，N）相对晶界/亚晶界和位错的钉扎力Fp可用如下公式计算［25-26］：

式中：γ为单位晶界面积的界面能（取值0.79 J/m2）；s和r分别为平均直径标准差和析出相半径。由式（8）计算可得850、900、950和1 000℃时Fp分别为0.59、0.35、0.34 和0.30 MN/m2。对比FR和Fp可知，不同变形温度下FR都大于V（C，N）相的钉扎力Fp，这也说明V（C，N）相可以有效延缓低合金钢动态再结晶的发生，与图3的显微组织观察结果相吻合。

4 结论

（1）低合金钢热轧态的组织为铁素体＋珠光体，热变形后转变为奥氏体＋再结晶晶粒。在变形温度为850～1 100℃时，温度越高，再结晶晶粒越细小、数量越多，1 100℃变形的钢平均再结晶晶粒减小至9 μm；而1 100～1 200℃变形的钢，变形温度越高，再结晶晶粒越粗大、数量越少，1 200℃变形的钢平均再结晶晶粒增大至55 μm。

（2）在850～1 200℃变形的低合金钢的εp/εc比值为0.475 7 ～0.573 3，热变形本构方程为εp、εc与Z 之间关系为εc＝ 3.705 5 ×10－2Z0.0404，εp＝ 3.193 9 × 10－2Z0.0643。

（3）850 ℃变形的低合金钢中V（C，N）相尺寸为5～20 nm；当温度升高至900℃及以上时，随着变形温度的升高，纳米级析出相数量减少、尺寸增大，1 000℃时部分析出相尺寸增加至约40 nm。不同温度变形的低合金钢中V（C，N）相的FR都大于Fp，表明V（C，N）相能有效延缓低合金钢动态再结晶的发生。