20Cr2Ni4A鋼的高溫?zé)嶙冃涡袨榧盁峒庸D

周少榮 ,吳曉東 ,黃寅舜 ,張肖佩佩 ,王忠英

(1.江蘇大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,鎮(zhèn)江 212013;2.鋼鐵研究總院華東分院,淮安 223000)

0 引言

齒輪在機(jī)械設(shè)備的傳動(dòng)過(guò)程中起著十分重要的作用,經(jīng)常在高速重載的復(fù)雜工況下工作,因此其材料應(yīng)具備硬度高、斷裂韌性優(yōu)異、疲勞強(qiáng)度高等特點(diǎn)。20Cr2Ni4A鋼是一種具有良好淬透性和高強(qiáng)韌性的合金滲碳鋼,被廣泛用于制作重載車(chē)輛的傳動(dòng)齒輪[1-2]。在齒輪的制造過(guò)程中,熱塑性成形是基礎(chǔ)工序,其工藝參數(shù)選擇得當(dāng)可細(xì)化齒輪鋼的奧氏體晶粒,從而提高齒輪的強(qiáng)韌性和使用壽命,反之則可能形成局部變形、絕熱剪切帶、楔裂等成形缺陷,縮短齒輪使用壽命。探究20Cr2Ni4A 鋼在熱變形過(guò)程中的組織和性能變化規(guī)律,可以為其熱塑性成形工藝的制定提供依據(jù)[3]。目前,國(guó)內(nèi)外對(duì)20Cr2Ni4A 鋼的研究集中在鋼種成分設(shè)計(jì)及后續(xù)的表面硬化處理工藝上,對(duì)其熱變形行為和熱加工圖的研究較少。因此,作者采用熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)20Cr2Ni4A鋼進(jìn)行熱壓縮變形試驗(yàn),對(duì)壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線進(jìn)行摩擦修正,消除熱壓縮過(guò)程中的端面摩擦效應(yīng),在此基礎(chǔ)上構(gòu)建了Arrhenius本構(gòu)方程;采用建立的Arrhenius本構(gòu)方程表征了該鋼流變應(yīng)力與變形參數(shù)的關(guān)系,建立了基于動(dòng)態(tài)材料模型(DMM)的熱加工圖,并獲得了合理的熱加工工藝參數(shù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為20Cr2Ni4A熱軋鋼棒,由西寧特殊鋼股份有限公司提供,化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 20Cr2Ni4A鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 20Cr2Ni4A steel

在熱軋鋼棒上取尺寸為?8 mm×12 mm 的試樣,在其兩端用鉭片涂上石墨潤(rùn)滑劑,以減少壓縮過(guò)程中端面與壓頭的摩擦。采用Gleeble-3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行單道次壓縮試驗(yàn):在真空環(huán)境下以10 ℃·s-1的升溫速率將試樣加熱到1 200 ℃,保溫3 min使其組織完全奧氏體化,再以10 ℃·s-1的冷卻速率降溫到不同變形溫度(800,850,900,950,1 000,1 050 ℃),保溫30 s以消除溫度梯度,然后在應(yīng)變速率分別為0.01,0.1,1,5 s-1下進(jìn)行壓縮變形,試樣高度方向的壓縮變形量為55%,真應(yīng)變達(dá)0.8,壓縮試驗(yàn)結(jié)束后立即水淬。

將試樣沿壓縮方向線切割成類半圓柱體,將截面打磨、拋光,使用由4 g苦味酸和100 g蒸餾水配制成的溶液在55 ℃下腐蝕2～3 min,采用Zeiss Observer.Z1m 型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

在熱壓縮試驗(yàn)中,試樣因與壓頭之間存在摩擦作用,在壓縮變形過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生不均勻變形,導(dǎo)致流變應(yīng)力實(shí)測(cè)值大于真實(shí)值。因此,需要對(duì)實(shí)測(cè)流變應(yīng)力進(jìn)行摩擦修正[4-6],計(jì)算公式如下:

式中:σf為修正后的流變應(yīng)力;σ為實(shí)測(cè)流變應(yīng)力;ε為實(shí)測(cè)應(yīng)變;f為摩擦修正因子;Δr為壓縮后試樣最大半徑和最小半徑之差;Δh為壓縮前后試樣的高度差;r0,h0分別為試樣初始半徑和初始高度;r,h分別為壓縮后試樣平均半徑和平均高度;b為鼓肚參數(shù);rm,rt為壓縮后試樣的最大半徑和最小半徑。

由圖1可見(jiàn):經(jīng)摩擦修正后的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線與實(shí)測(cè)曲線的整體變化趨勢(shì)基本相同,但修正后的真應(yīng)力均小于實(shí)測(cè)真應(yīng)力,并且隨著應(yīng)變的增大,二者差值增大。這是因?yàn)樵跓釅嚎s過(guò)程中,隨著變形程度的增大,試樣與壓頭的接觸面積不斷增大,摩擦效應(yīng)逐漸顯著,產(chǎn)生的誤差增大。由此可見(jiàn),采用上述摩擦修正方法可以降低試驗(yàn)中摩擦效應(yīng)造成的誤差,經(jīng)摩擦修正后的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線更能真實(shí)地反映20Cr2Ni4A鋼的熱變形流變行為。

圖1 不同條件壓縮時(shí)試驗(yàn)鋼實(shí)測(cè)和摩擦修正后的真應(yīng)變-真應(yīng)力曲線Fig.1 True strain-true stress curves of test steel measured and after frictional modification during compression under different conditions

在較低溫度變形時(shí)試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)軟化作用明顯小于加工硬化作用,其真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線呈現(xiàn)明顯的加工硬化特征;在較高溫度下,原子熱振動(dòng)加劇,位錯(cuò)易于滑移,加工硬化程度降低,同時(shí)動(dòng)態(tài)軟化作用明顯加強(qiáng),因此試驗(yàn)鋼的流變應(yīng)力降低,峰值應(yīng)變減小。在低應(yīng)變速率(0.01,0.1 s-1)下試驗(yàn)鋼變形較緩,為再結(jié)晶晶粒的形核長(zhǎng)大提供了充足的時(shí)間,有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行,曲線表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型,且曲線的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征隨著變形溫度的升高愈發(fā)明顯;而在高應(yīng)變速率(1,5 s-1)下試驗(yàn)鋼變形較快,其內(nèi)部位錯(cuò)的大量增殖會(huì)導(dǎo)致加工硬化作用增強(qiáng),晶粒無(wú)法充分形核長(zhǎng)大,不利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程的進(jìn)行,流變應(yīng)力雖增加,但增長(zhǎng)速率隨著變形溫度的升高逐漸放緩,逐漸穩(wěn)定在一個(gè)范圍內(nèi),曲線表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)回復(fù)型。綜上可知,試驗(yàn)鋼在850～1 050 ℃動(dòng)態(tài)軟化作用明顯,尤其是在低應(yīng)變速率下。

2.2 本構(gòu)模型

Arrhenius方程可用于描述流變應(yīng)力與應(yīng)變速率和變形溫度之間的關(guān)系,其表達(dá)式[7-10]為

當(dāng)溫度一定時(shí),式(6)和式(7)兩邊取自然對(duì)數(shù),將不同應(yīng)變速率及對(duì)應(yīng)的摩擦修正后的峰值應(yīng)力代入方程,并進(jìn)行線性擬合,擬合曲線如圖2所示,其斜率分別為n1和β的值,即:

圖2 應(yīng)變速率與峰值應(yīng)力擬合曲線Fig.2 Fitting curves of strain rate vs peak stress

由此得到n1=9.131,β=0.067 8 MPa-1,平均相關(guān)系數(shù)分別為0.983和0.998。由β和n1得到α=0.007 425 MPa-1。

分別在溫度一定和應(yīng)變速率一定的條件下對(duì)式(8)兩邊取自然對(duì)數(shù),代入應(yīng)變速率或溫度以及摩擦修正后的峰值應(yīng)力并進(jìn)行線性擬合,擬合曲線如圖3所示,其斜率分別為n值和Q/(nR)值,即:

圖3 ln-ln[sinh(ασ)]和ln[sinh(ασ)]-1/T 擬合曲線Fig.3 Fitting curves of ln -ln[sinh(ασ)]and ln[sinh(ασ)]-1/T

由擬合結(jié)果可得到n=6.657,擬合度為0.992;由于Q/(nR)=6.591 19,那么代入n就可以得到Q=364.770 566 kJ·mol-1,相關(guān)系數(shù)為0.995。Z參數(shù)(Zener-Hollomon參數(shù))是用以表征變形溫度和應(yīng)變速率的函數(shù),其定義式如下:

通過(guò)Z參數(shù)可以建立精度較高的流變應(yīng)力本構(gòu)模型,對(duì)金屬材料的高溫流變行為進(jìn)行有效預(yù)測(cè)[11]。

將式(13)取自然對(duì)數(shù),可得

采用修正后的數(shù)據(jù)對(duì)lnZ和ln[sinh(ασ)]進(jìn)行線性擬合,結(jié)果如圖4所示。由截距得到lnA值為34.188 91,相關(guān)系數(shù)為0.987 61,則A=7.05×1014,n值修正為6.517 79。試驗(yàn)鋼的Z參數(shù)表達(dá)式如下:

圖4 ln[sinh(ασ)]-ln Z 線性擬合曲線Fig.4 Linear fitting curve of ln[sinh(ασ)]-ln Z

將各項(xiàng)參數(shù)代入式(8),得到20Cr2Ni4A 鋼的熱變形本構(gòu)方程為

將Z參數(shù)代入式(15),變形得到:

將不同的應(yīng)變速率、變形溫度代入式(17),即可得到不同熱變形參數(shù)下峰值應(yīng)力的預(yù)測(cè)值。由圖5可見(jiàn),峰值應(yīng)力預(yù)測(cè)值與摩擦修正后的峰值應(yīng)力(真實(shí)峰值應(yīng)力)較吻合,相關(guān)系數(shù)達(dá)0.986 02,平均相對(duì)誤差絕對(duì)值為3.44%,多數(shù)試驗(yàn)條件下的相對(duì)誤差低于5%。綜上可知,構(gòu)建的20Cr2Ni4A 鋼的本構(gòu)模型能夠較為準(zhǔn)確地計(jì)算流變應(yīng)力,表征其熱變形行為,為其熱加工過(guò)程提供理論指導(dǎo)。

圖5 峰值應(yīng)力預(yù)測(cè)值與真實(shí)值的關(guān)系及相對(duì)誤差Fig.5 Relationship and relative error between predicted and ture values of peak stresses

2.3 熱加工圖

根據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型(DMM)理論,材料在熱加工過(guò)程中所獲得的能量P以2種方式進(jìn)行耗散:一是通過(guò)材料發(fā)生塑性變形而耗散,這部分能量以功率耗散量G來(lái)表示;二是通過(guò)材料變形時(shí)內(nèi)部組織發(fā)生演變而耗散,這部分能量以耗散協(xié)量J來(lái)表示[12-14]。

在一定應(yīng)變條件下,引入應(yīng)變速率敏感指數(shù)m來(lái)描述上述2種能量耗散方式的比例:

在一定變形溫度和應(yīng)變下,J的表達(dá)式為

金屬材料發(fā)生熱變形時(shí)進(jìn)行顯微組織演變的功率耗散效率可用功率耗散因子η表示,表達(dá)式如下:

PRASAD等[15]引入流變失穩(wěn)參數(shù)ξ,推導(dǎo)出材料的流變失穩(wěn)判斷依據(jù),如下:

熱加工圖是根據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型將功率耗散圖和流變失穩(wěn)圖共同疊加構(gòu)成的,反映了材料熱變形參數(shù)與顯微組織演變之間的關(guān)系[16-17]。圖6是根據(jù)修正后的流變曲線所建立的熱加工圖,圖中陰影部分為失穩(wěn)區(qū),等高線數(shù)值為功率耗散因子。由圖6可知:隨著應(yīng)變?cè)黾?功率耗散效率峰值雖維持在低應(yīng)變速率區(qū)域,但逐漸向低溫區(qū)移動(dòng);當(dāng)應(yīng)變達(dá)到0.6時(shí),峰值趨于穩(wěn)定,穩(wěn)定區(qū)域在變形溫度850～950 ℃、應(yīng)變速率0.01 s-1處,且峰值均大于0.4。通常在材料熱加工時(shí),功率耗散因子較高區(qū)域的熱加工性能更好;但并不是功率耗散因子越高材料的熱加工性就一定越好,因?yàn)闊嶙冃芜^(guò)程中的各類缺陷如內(nèi)部開(kāi)裂或者楔形開(kāi)裂都會(huì)耗散能量,導(dǎo)致較高的功率耗散因子。因此,還需要對(duì)相應(yīng)的失穩(wěn)圖進(jìn)行分析。

圖6 不同應(yīng)變下試驗(yàn)鋼的熱加工圖Fig.6 Hot processing map of test steel at different strains

在熱加工初期(應(yīng)變?yōu)?.2),失穩(wěn)區(qū)分散為3個(gè)區(qū)域,隨著應(yīng)變?cè)黾?失穩(wěn)區(qū)逐漸擴(kuò)大,最終形成一個(gè)連續(xù)失穩(wěn)區(qū)。失穩(wěn)區(qū)域主要存在于低溫區(qū)(800～850 ℃、應(yīng)變速率0.5～5 s-1)處,中溫區(qū)(850～925 ℃、應(yīng)變速率0.02～1 s-1)處,高溫區(qū)(925～1 050 ℃、應(yīng)變速率1～5 s-1)處。在失穩(wěn)區(qū)進(jìn)行熱加工可能會(huì)形成楔形開(kāi)裂、局部流變失穩(wěn)、絕熱剪切帶等缺陷,工藝參數(shù)的選擇應(yīng)盡量避開(kāi)該區(qū)域。因此,綜合功率耗散圖和流變失穩(wěn)圖分析,合理的熱加工參數(shù)分別為變形溫度875～925 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.02 s-1和變形溫度925～1 050 ℃、應(yīng)變速率0.01～1 s-1。

2.4 顯微組織

由圖7 可見(jiàn):在變形溫度800 ℃、應(yīng)變速率1 s-1條件下變形后,試驗(yàn)鋼晶粒垂直于壓縮方向被拉長(zhǎng),晶界被拉長(zhǎng)形成流線,在該條件下變形時(shí)試驗(yàn)鋼處在低溫流變失穩(wěn)區(qū),出現(xiàn)局部塑性流動(dòng)特征;在變形溫度900 ℃、應(yīng)變速率1 s-1條件下變形后,試驗(yàn)鋼中出現(xiàn)了再結(jié)晶組織,晶粒在高應(yīng)變速率下被拉長(zhǎng),晶界呈鋸齒狀,在該條件下變形時(shí)試驗(yàn)鋼處在中溫流變失穩(wěn)區(qū),再結(jié)晶晶粒在晶界處形核且數(shù)量不斷增多;在變形溫度1 000 ℃、應(yīng)變速率1 s-1條件下變形時(shí),試驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)軟化加劇,變形后組織中的變形晶粒減少,再結(jié)晶晶粒增多且尺寸明顯增大,但是晶粒大小不均勻,出現(xiàn)混晶;在變形溫度800 ℃、應(yīng)變速率0.01 s-1條件下變形后,試驗(yàn)鋼的晶粒明顯拉長(zhǎng),但與應(yīng)變速率1 s-1下相比,因變形時(shí)間較長(zhǎng),位錯(cuò)間的滑移湮滅使試驗(yàn)鋼發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù),在變形晶粒晶界處形成大量等軸亞晶進(jìn)而誘發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶;在變形溫度900 ℃、應(yīng)變速率0.01 s-1變形條件下,功率耗散因子達(dá)到峰值,試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)軟化演變過(guò)程最強(qiáng),變形后的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸小且均勻;在變形溫度1 000 ℃、應(yīng)變速率0.01 s-1變形條件下,試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒相比于變形溫度900 ℃下長(zhǎng)大顯著,但晶粒仍較均勻。由此可見(jiàn),在變形溫度不低于900 ℃、應(yīng)變速率在0.01～1 s-1條件下變形后,試驗(yàn)鋼可以得到均勻細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒。這與熱加工圖確定的20Cr2Ni4A 鋼合理的熱加工參數(shù)范圍基本吻合。

3 結(jié)論

(1) 在熱壓縮過(guò)程中壓頭與20Cr2Ni4A鋼試樣之間產(chǎn)生的摩擦效應(yīng)對(duì)流變應(yīng)力有顯著影響,經(jīng)摩擦修正后的流變應(yīng)力明顯低于實(shí)測(cè)值,且隨著應(yīng)變的增加,摩擦修正前后的應(yīng)力差值逐漸變大;摩擦修正后的流變曲線分為加工硬化型(變形溫度800 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.1 s-1和變形溫度800～850 ℃、應(yīng)變速率1～5 s-1)、動(dòng)態(tài)回復(fù)型(變形溫度900～1 050 ℃,應(yīng)變速率1～5 s-1)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型(變形溫度850～1 050 ℃、變形速率0.01～0.1 s-1),試驗(yàn)鋼在低應(yīng)變速率0.01～0.1s-1、變形溫度850～1 050 ℃下變形時(shí)均發(fā)生較明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

(2) 采用摩擦修正后的流變應(yīng)力數(shù)據(jù),基于Arrhenius方程建立試驗(yàn)鋼的熱變形本構(gòu)模型,預(yù)測(cè)得到的峰值應(yīng)力與修正后的真實(shí)值的平均相對(duì)誤差絕對(duì)值在3.44%,說(shuō)明該模型可以準(zhǔn)確地對(duì)20Cr2Ni4A鋼的熱變形行為進(jìn)行預(yù)測(cè)。

(3) 根據(jù)摩擦修正的流變曲線建立20Cr2Ni4A鋼的熱加工圖,并結(jié)合顯微組織得出最適宜的熱變形工藝參數(shù)為變形溫度875～925 ℃、應(yīng)變速率0.01～0.02 s-1和變形溫度925～1 050 ℃、應(yīng)變速率0.01～1 s-1。