多組元Fe-W-B合金本構方程及熱加工圖的研究

萬俊杉,劉 穎,陳康為,劉 暢,李 軍

(1.四川大學 材料科學與工程學院, 四川 成都 610065;2.四川大學 先進特種材料教育部重點實驗室,四川 成都 610065)

隨著我國工業化進程的飛速發展,大量金屬材料因磨損和斷裂而發生失效。因此提升金屬材料的耐磨性、力學性能等性能對延長構件和設備的服役壽命起到關鍵的作用[1]。在鋼鐵耐磨材料領域,已發現的耐磨硬質相主要有碳化物和硼化物兩種。近年來,Fe-W-B系三元硼化物材料在硬質、耐磨材料領域受到了科研人員的廣泛關注[2, 3]。李程等人[4]采用放電等離子燒結得到的FeWB塊體,硬度高達90.4HRA,與硬質合金相當。王佳峰[5]等人采用SPS燒結法,以Fe、W和Fe-B粉末為原料,成功在Q235表面制備出FeWB涂層,涂層顯微硬度超700HV。因此,將FeWB作為硬質第二相與塑性金屬基體復合而成的材料,在耐磨領域有著極為廣泛的應用前景。

以FeWB為硬質相的多組元Fe-W-B合金[6],因具備多組元合金的高熵效應和“雞尾酒”效應而擁有較好的力學性能且耐磨性好,有望實現高硼鋼的強韌結合,為制備高性能高硼耐磨合金提供了解決思路與思考方向。但由于硼在鐵中的固溶度低,加入過多硼會導致硼化物沿晶界呈網狀析出,破壞塑性基體連續性嚴重影響高硼鋼的力學性能[7]。目前,鍛造作為改善析出相分布的有效手段已被用于鋼鐵材料,如破碎白口鑄鐵中的網狀共晶碳化物[8]。因此,鍛造也可用來破碎高硼合金中的網狀硼化物。但目前很少有文獻對鑄造高硼合金熱變形行為進行研究。為獲得優質鍛件,避免鍛造溫度、鍛造變形量選擇不當導致鍛件開裂,鍛前十分有必要利用熱變形模擬確定高硼鋼熱加工窗口。

因此,本文研究了多組元Fe-W-B合金在不同變形溫度(800℃～1150℃)和應變速率下(0.01～10s-1)的應力流變曲線;同時基于Arrhenius方程,構建了描述材料高溫流變特性下的本構方程;依據動態材料模型繪制了合金熱加工圖。根據合金熱加工圖進一步制定了熱加工工藝并對多組元Fe-W-B合金進行鍛造。鍛后,硼化物呈顆粒狀或短棒狀存在于基體中,并且合金力學性能大幅提升。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

研究所用多組元Fe-W-B合金采用真空感應熔煉法制備。合金中W與B原子比為1:1,W+B=12.4%(at.%)。另外加入V、Cr、Mn和Ni,添加量分別為1.24%(at.%)。待測試多組元Fe-W-B合金試樣經過線切割、車削等工序加工成圓柱形壓縮試樣,尺寸為φ8×12 mm。

1.2 實驗方法

利用Geeble-3500 熱模擬試驗機對合金進行等溫單向壓縮變形實驗。工藝路線如圖1所示:首先將試樣以5 ℃/s的升溫速率加熱到設定變形溫度,然后保溫300 s,以保證試樣內外溫度達到一致。然后在此變形溫度下以設定的應變速率對試樣進行等溫單向壓縮變形。熱變形溫度范圍為800 ℃～1150 ℃,應變速率為0.01 s-1～10 s-1,試樣壓縮變形的最大總壓下量為30%(即最大真應變量達到0.356 7),壓縮變形結束后立即對變形試樣進行空冷。

利用C41型鍛造機對多組元Fe-W-B合金熱加工。依據GB/T228-2010《金屬材料·室溫拉伸試驗方法》和GB/T229-2020《金屬材料·夏比擺錘沖擊試驗方法》對鍛造前后的合金進行力學性能測試[9,10]。每組試驗為3根樣條,文中結果均為平均值。采用JEOLJSM-7900F型場發射掃描電子顯微鏡(Field Emission Scanning Electron Microscope, FSEM)來觀察多組元Fe-W-B合金的組織、形貌及EBSD檢測。使用Channel 5.0 軟件分析EBSD數據。在EBSD分析中,取向角小于2°的晶粒稱為變形晶粒;取向角大于15°的晶粒稱為再結晶晶粒;亞結構晶粒的取向差角范圍為2°～15°[11]。

2 實驗結果與討論

2.1 多組元Fe-W-B合金的流變行為分析

圖2為多組元Fe-W-B合金在不同變形溫度和應變速率下的真應力-應變曲線?？梢钥闯?多組元Fe-W-B合金的真應力-應變曲線,包括了動態回復型曲線和動態再結晶型曲線兩種類型。在較低應變速率下的真應力-應變曲線表現出動態再結晶型曲線特征,即曲線出現單峰值現象,如圖2(a～b),對應應變速率分別為0.01s-1、0.1s-1。這是因為當合金內部動態再結晶發生后,應變速率越低,試樣有效變形時間就越長,則動態再結晶進行得就越完全。另外,變形溫度越高,原子熱運動越劇烈晶界遷移速率越快,動態再結晶就越容易發生。因此,當合金處于高溫低應變速率的變形條件時,多組元Fe-W-B合金的真應力-應變曲線表現為動態再結晶型曲線。當應變速率提升至1s-1后,多組元Fe-W-B合金的真應力-應變曲線屬于動態回復型曲線,如圖2(c)所示。隨真應變增加,流變應力幾乎不發生變化,且不出現新的峰值應力,沒有典型的單峰值現象。這是因為變形過程中位錯發生滑移或攀移,與異號位錯相抵消,使動態軟化作用與加工硬化作用相當,達到動態平衡。當應變速率提升至10s-1后,多組元Fe-W-B合金的真應力-應變曲線,重新表現出動態再結晶特征,即達到峰值應力后,動態再結晶的軟化機制占據主導作用,使得應力值降低。

圖3為多組元Fe-W-B合金在不同變形溫度及應變率下的三維峰值應力圖。該圖表明,在一定的變形溫度條件下,隨著應變速率降低,流變應力隨之降低。在其它變形溫度下也可以觀察到類似現象。這是因為動態軟化機制在低應變率下要比在高應變率下有更充足的時間發揮作用。因此,在熱變形過程中,流變應力隨應變速率的降低而減小;而在一定的應變率條件下,峰值應力則會隨變形溫度的升高而減小。因為隨著變形溫度的升高,原子熱運動加?。娱g結合力減弱,并且變形過程中金屬的內摩擦有所降低,進而導致了變形過程中峰值應力的降低。因此,流變應力表現出隨著應變速率的降低和變形溫度的升高而減小。

2.2 多組元Fe-W-B合金的本構方程

針對多組元Fe-W-B合金,采用基于峰值應力的Arrhenius型唯象本構方程建立其熱壓縮過程的本構方程:

(1)

(2)

(3)

為了得到上述方程中的待定常數,將等式(1)～(3)兩邊分別取自然對數然后經整理得到等式(4)～(6):

(4)

(5)

(6)

圖4 多組元Fe-W-B流變應力與熱變形參數關系曲線

(7)

令S=Q/nR,S為4(d)lnsinh(ασp)-1/T圖中直線斜率,通過線性回歸后可得S的平均值為15649.3。又因為Q=nRS,則Q=580420.8 J/mol。

Zener和 Hol1omo提出了Zener-Hollomon參數(Z參數)反映等溫壓縮過程中應變率和變形溫度對流變行為的綜合作用,表達式如下:

(8)

對等式(8)兩邊取自然對數得到等式(9):

lnZ=nln[sinh(ασp)]+lnA

(9)

lnZ與ln[sinh(ασp)]的線性關系如圖5所示,相關系數R=0.9687,具有較強的線性相關性,其中 1nA為lnZ—ln[sinh(ασp)]圖中直線的截距。綜上,Arrhenius型本構方程中的材料常數和激活能數值列于表1。則多組元Fe-W-B合金基于峰值應力的Arrhenius型本構方程表達式如等式(10)所示:

表1 α、n、Q和A的值

圖5 lnZ與ln[sinh(ασp)]的對數函數關系圖

(10)

將等式(3)與等式(8)聯立,整理后可得等式(11)。等式(11)用來計算不同變形溫度及應變速率下的峰值應力:

(11)

將材料常數代入等式(11)后得等式(12),為驗證所建立的多組元Fe-W-B合金基于峰值應力的Arrhenius 型本構方程準確性,將不同變形溫度及應變速率下所對應的Z參數代入等式(12)獲得不同變形條件下所對應的峰值流變應力的計算值。圖6為不同變形溫度及應變速率下所對應的峰值流變應力實驗值與計算值的比較結果,可看出峰值應力的計算值與實驗值之間線性關系好,相關系數R的值為0.9628。因此,所建立的本構方程可以為該合金峰值流變應力的預測提供可靠的理論基礎。

圖6 不同變形條件下的流變應力實驗值與計算值的對比

(12)

為了能夠更加準確地評估基于峰值應力的Arrhenius本構方程的預測能力,還利用了相關系數(R)和平均絕對相對誤差(AARE)來進一步評估所建立本構方程的預測能力,R和AARE的計算公式如式(13)、(14)可知:

(13)

(14)

2.3 多組元Fe-W-B合金的熱加工圖

圖7為采用動態材料模型(Dynamic Materials Model, DMM)繪制的多組元Fe-W-B合金在變形溫度為800 ℃～1150 ℃,應變速率為0.01 s-1～10 s-1,應變0.1和0.3的功率耗散圖。從圖7(a)和(b)可看出,η(功率耗散值)的最大值隨應變的增加而增大。這是因為應變增加將會延長動態再結晶(DRX)過程,而動態再結晶的發生會導致熱變形過程中微觀組織演變所消耗能量的比例增加,即η增加。一般情況下η越大,所對應的熱加工參數越有利于金屬的熱加工。對比不同變形量的功率耗散圖還可知,最大η值會隨著應變的增加在發生變化。如圖7(a),應變為0.1時,最大η值在變形溫度1000 ℃～1100 ℃和應變速率0.01 s-1～0.1 s-1(區域I)、變形溫度1100 ℃～1150 ℃和應變速率1 s-1～10 s-1(區域Ⅱ)所包含的范圍內;當應變增加值0.3時,最大η值變更為變形溫度1050 ℃～1150 ℃和應變速率0.01 s-1～0.1 s-1(區域Ⅲ)、變形溫度1050 ℃～1150 ℃和應變速率1 s-1～10 s-1(區域Ⅳ)所包含的范圍內。這種變化趨勢表明隨著應變的增大,高變形溫度和高變形速率有利于顯微組織的重建[14]。

(a)ε=0.1;(b) ε=0.3圖7 多組元Fe-W-B合金在不同應變下的功率耗散圖

將失穩圖與功率耗散圖疊加得到多組元Fe-W-B合金的熱加工圖,如圖8所示。圖8(a～b)分別代表多組元Fe-W-B合金在應變為0.1、0.3時的熱加工圖。對比圖8(a)與(b)可看出,隨應變量增大,失穩區域(陰影部分)從高溫高應變速率區向低溫高應變速率發展,并且失穩區域不斷變大,表明隨著變形程度增加多組元Fe-W-B合金的加工安全窗口逐漸減小。當應變為0.3時,失穩區出現在800 ℃～1060 ℃和0.01 s-1～0.32 s-1以及1100 ℃～1150 ℃和0.03 s-1～1.78 s-1的熱加工參數范圍內。此時多組元Fe-W-B合金的加工安全區可以被分為兩個區域:區域A發生在0.32 s-1～10 s-1的應變速率和800 ℃～1050 ℃的變形溫度范圍內,該區域功耗效率較低(9%～15%),表明此時合金主要發生加工硬化和動態回復;區域B發生在1 s-1～10 s-1的應變速率和1050 ℃～1150 ℃的變形溫度范圍內,該區域具有較高的功耗效率(21%～30%),表明此時合金主要發生動態回復和動態再結晶。

(a)ε=0.1;(b) ε=0.3圖8 多組元Fe-W-B合金在不同應變下的熱加工圖

2.4 熱變形前后合金微觀結構及力學性能對比

圖9為多組元Fe-W-B合金在10 s-1的應變速率下,分別以900 ℃和1100 ℃等溫壓縮后的回復再結晶分布圖,其中圖9(a)(900 ℃～10 s-1)位于熱加工圖中區域A和圖9(b)( 1100 ℃～10 s-1)位于區域B。由該圖9可看出,合金在經過900 ℃～10 s-1變形條件變形后,大部分基體晶粒處于變形階段,并且隨著變形溫度增加變形晶粒逐漸發生動態回復和動態再結晶。因為在熱加工過程中,動態回復和動態再結晶的軟化機制能改善工件加工性能并且動態再結晶還能細化晶粒。由此得出多組元Fe-W-B合金的最佳熱加工參數在1050 ℃～1150 ℃和1 s-1～10 s-1的變形參數范圍內。

圖10為多組元Fe-W-B合金依據熱加工圖所確定的最佳熱加工參數鍛造前后的微觀形貌對比圖?？梢钥闯鲥懺煊行扑榱嗽T態多組元Fe-W-B合金中的網狀硼化物,并且使其彌散分布在基體中。表2為多組元Fe-W-B合金的力學性能,可發現鍛后合金的綜合力學性能大幅提升。其主要原因在于鍛造后網狀硼化物破碎,呈顆粒狀或短棒狀分布在基體中,消除了網狀硼化物對基體的割裂作用,恢復了基體的連續性。

3 結論

(1)通過高溫熱壓縮實驗, 研究了多組元Fe-W-B合金在溫度為800 ℃～1150 ℃、應變速率為0.01 s～10 s-1的范圍內的變形特性。結果表明,在較低應變速率和較高變形溫度下多組元Fe-W-B合金熱變形行為表現出動態再結晶特征。

(2)根據真應力-應變曲線,結合Arrhenius等式計算得到了多組元Fe-W-B合金基于峰值應力的本構關系并計算了多組元Fe-W-B合金的激活能Q= 580420.8 J/mol。根據實驗結果和預測結果可知,所構建的本構方程對多組元Fe-W-B流變應力均較高的預測能力。本構方程如下:

(3)利用真應力-應變曲線建立的多組元Fe-W-B合金熱加工圖表明,合金的流動失穩區位于800 ℃～1060 ℃和0.01 s-1～0.32 s-1以及1100 ℃～1150 ℃和0.03 s-1～1.78 s-1的熱加工參數范圍內,其最優變形區間為:1050 ℃～1150 ℃和1 s-1～10 s-1。

(4)依據熱加工圖進行鍛造后,合金中呈網狀分布的硼化物被有效破碎,合金力學性能大幅提升。