1900 MPa级耐热轴承钢的热变形行为与热加工图

摘要：使用Gleeble-3500热力模拟试验机对1900 MPa级耐热轴承钢进行热压缩试验,研究其在变形温度900～1150 ℃、应变速率0.001～10 s-1、应变量为0.8情况下的热变形行为和组织演变。分析变形温度和应变速率对试验钢流变行为的影响,基于Arrhenius模型构建应变量范围为0.1～0.8的本构方程,根据动态材料模型(DMM)绘制应变量为0.2、0.4、0.6和0.8下的热加工图,分析不同热加工区试验钢的微观组织演变以验证得到的最优热加工区。结果表明,在 和变形温度为1050～1150 ℃的变形条件下,真应力-真应变曲线在加工硬化后都出现明显平台,这体现出动态回复(DRV)特征;在 和变形温度为900～1100 ℃的变形条件下,曲线体现出明显峰值,这体现出动态再结晶(DRX)型特征。建立本构方程并对其进行验证,流变应力试验值与计算值的相关系数R=0.973,较高的相关系数表明建立的流变应力本构模型能够比较精确地预测合金的流变应力。热加工图表示试验范围内最佳的工艺参数为,变形温度1070～1150 ℃,应变速率0.01～0.1 s-1。

航空轴承钢是航空发动机中至关重要的部件,主轴轴承更是关键所在,负责发动机的可靠运行。航空工业的发展,对轴承的发展起到了很大推动作用,同时对轴承及轴承材料也提出了更高的要求。虽然我国目前已经取得了一些成果,但依然存在对国外高端产品的依赖[1-3],因此还需要对轴承材料采取更加合理的热加工工艺和热处理工艺,以充分发挥轴承材料的特性。

王志蒙等[4]确定了GCr15轴承钢在不同应变量的安全区与失稳区,并得到了试验钢发生动态再结晶的部分热变形参数。杨晨星[5]确定了00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金的软化波动现象与球状α-Cr相的尺寸和析出数量有关。肖茂果[6]确定了高 Cr-Co-Mo 高温轴承钢在热变形过程中的变形速率主要影响热变形过程中的动态再结晶时间,而变形温度主要影响热变形过程中再结晶晶粒形核率。戴力强[7] 研究表明Al元素在低应变速率、较低温度变形时,会明显促进GCr15SiMoAl轴承钢的动态软化作用。

目前,国内依然广泛使用第二代航空轴承钢,对于第三代航空轴承钢的研发还远远不够。北京钢铁研究总院对于第三代轴承钢进行研发,并开发了一种1900 MPa级耐热轴承钢,具有高强度、高耐热性和高表面硬度等特点。但在生产过程中发现,该耐热轴承钢存在容易锻造开裂的问题,所以亟需了解试验钢的热加工行为,故对其进行热压缩试验,以得到更好的热加工工艺参数,为生产制造提供数据支撑。

1 试验材料及方法

试验钢为1900 MPa级耐热轴承钢,钢锭通过真空感应(VIM)和真空自耗(VAR)双真空冶炼得到,其主要化学成分如表1所示。在Gleeble-3500热力模拟试验机上进行等温压缩试验,压缩试样为φ8 mm×15 mm的圆柱体,变形温度为900、1000、1050、1100和1150 ℃,应变速率为0.001、0.01、0.1、1和10 s-1,应变量为0.8。压缩前在试样两端涂抹润滑剂和钽片以降低摩擦的影响。以10 ℃/s的升温速率对压缩试样进行加热,升温至变形温度后保温3 min以消除试样的内部温度梯度。压缩完成后,立即进行水淬处理以保留高温变形显微组织,试验数据由热模拟试验机自动采集。将压缩后的试样使用电火花线切割机沿压缩方向切为两半,进行研磨抛光后用10%高锰酸钾(KMnO4)溶液腐蚀,采用Olympus GX51型图像分析仪进行组织观察。热压缩工艺过程如图1所示。

表1 试验钢的化学成分(质量分数,%)

Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

图1 热压缩工艺示意图

Fig.1 Schematic diagram of the thermal compression process

2 试验结果及分析

2.1 真应力-应变曲线

图2为试验钢在不同热压缩条件下真应力-应变曲线。真应力-应变曲线的形状变化主要受动态软化和加工硬化的影响。在变形的初始阶段,应力迅速增加,这是由于变形引起的位错扩散和累积导致的加工硬化效应。随着应变的增加,应力的增加速率显著降低,这是因为位错密度由于动态回复(DRV)和动态再结晶(DRX)引起的软化效应而降低。当动态软化和加工硬化达到动态平衡时,曲线趋于稳定[8]。

图2 1900 MPa级耐热轴承钢在不同应变速率下的真应力-应变曲线

Fig.2 True stress-strain curves of the 1900 MPa grade heat-resistant bearing steel at different strain rates

(a) 0.001 s-1; (b) 0.01 s-1; (c) 0.1 s-1; (d) 1 s-1; (e) 10 s-1

此外,还可以观察到,在低温和低应变速率下,真应力-应变曲线中存在明显峰值,其表现为典型的DRX曲线特征[9]。峰值应力随着应变速率的增大和变形温度的降低而增大,其增大的主要原因是较低的变形温度导致低温下晶界(GB)迁移率降低,而应变速率的增大导致位错密度较高。真应力-应变曲线在高温和高应变速率情况下没有明显的峰值,但是在加工硬化后都出现了明显平台。这是因为试验钢在高温高应变速率下,内部组织来不及发生DRX,此时试验钢内部加工硬化和DRV相平衡。

2.2 动态再结晶临界条件

确定DRX发生的临界条件(临界应变εc和所需的临界应力σc),对于热轧、锻造和挤压等热加工过程的研究具有非常重要的意义[10]。加工硬化曲线可以获得试验钢变形过程中的特征点,例如峰值应变(εp)、峰值应力(σp)、临界应变(εc)、临界应力(σc)、稳态应变(εss)和稳态应力(σss)。加工硬化曲线可以通过对真应力-应变曲线求导得到,为了确保计算结果的准确,需要对每条流变曲线进行平滑处理,并使用九阶多项式进行拟合。

不同变形条件下的试验钢变形抗力与变形程度的关系曲线即加工硬化曲线(θ-σ),如图3所示。图3(a)为1100 ℃、0.1 s-1变形条件下的试验钢θ-σ曲线,曲线分为两个阶段,第一个阶段的加工硬化率随流变应力的增加而下降;在第二个阶段,加工硬化率降低到最低点之后开始上升,最终加工硬化率为0。θ-σ曲线中的第一个拐点通常被认为是DRX发生的起始点,此处对应的应力为σc。在未达到DRX的起始点之前,软化机制为DRV,因此加工硬化率降低较慢,当DRX开始之后,消耗大量位错,动态再结晶的体积分数随应变的增加而增大,从而形成更多的无位错晶粒,软化速率随着无位错晶粒的形核与长大而增大。图3(b, c)分别为应变速率0.1 s-1和变形温度1100 ℃下的试验钢加工硬化曲线,由图3(b, c)所示,随着应变速率的降低和变形温度的升高,试验钢的临界应变降低[11]。

图3 1900 MPa级耐热轴承钢在不同变形条件下的θ-σ曲线

Fig.3 θ-σ curves of the 1900 MPa grade heat-resistant bearing steel deformed at different conditions

(a) 1100 ℃, 0.1 s-1; (b) 900-1150 ℃, 0.1 s-1; (c) 1100 ℃, 0.001-10 s-1

2.3 微观组织演变

图4为1900 MPa级耐热轴承钢在不同变形温度、相同应变速率下的微观组织,结合图2真应力-应变曲线特征得出,轴承钢在900～1150 ℃、0.1 s-1变形条件下发生动态再结晶。图4(a, b)为900和1000 ℃、0.1 s-1变形条件下的试验钢微观组织,主要由变形晶粒组成,组织未发生完全的动态再结晶。图4(c)为1050 ℃、0.1 s-1变形条件下的试验钢微观组织,可以观察到变形晶粒和锯齿状晶界,锯齿状晶界在热加工过程中会促进不连续动态再结晶的形核[12]。图4(d)为1100 ℃、0.1 s-1变形条件下的试验钢微观组织,此时的组织发生完全再结晶,晶粒细小且均匀。图4(e)为1150 ℃、0.1 s-1变形条件下的试验钢微观组织,此时的组织由完全再结晶晶粒构成,相较于1100 ℃、0.1 s-1情况下的微观组织,动态再结晶晶粒进一步长大。通过以上分析表明,1900 MPa耐热轴承钢在应变速率一定时,变形温度越高,动态再结晶进行得越充分。Churyumov等[13]研究表明,DRX是一个热激活的、扩散控制的过程,这在很大程度上取决于原子的扩散速率、GB或亚晶界迁移和位错运动。随着变形温度的升高,GB的迁移率逐渐增加,从而降低了DRX发生的阻力。同时,温度的升高增加了DRX与变形晶粒之间的自由能差,从而增加了成核速率,所以温度升高会促进动态再结晶。

图4 1900 MPa级耐热轴承钢在应变速率为0.1 s-1、不同变形温度下的微观组织

Fig.4 Microstructure of the 1900 MPa grade heat-resistant bearing steel deformed at 0.1 s-1 and different temperatures

(a) 900 ℃; (b) 1000 ℃; (c) 1050 ℃; (d) 1100 ℃; (e) 1150 ℃

图5为1900 MPa级耐热轴承钢在相同温度、不同应变速率下的微观组织,可以看出组织晶粒不均且粗大,随着应变速率的增大,晶粒尺寸变小。这是因为随着应变速率的提高,试验钢的形变时间较短,动态再结晶发生得不充分。

图5 1900 MPa级耐热轴承钢在变形温度1000 ℃、不同应变速率下的微观组织

Fig.5 Microstructure of the 1900 MPa grade heat-resistant bearing steel deformed at 1000 ℃ and different strain rates

(a) 0.001 s-1; (b) 0.01 s-1; (c) 0.1 s-1; (d) 1 s-1; (e) 10 s-1

2.4 本构方程

本构方程可以用来描述试验钢的应变速率、流变应力和变形温度之间的关系 。目前,多采用基于Arrhenius型的双曲正弦函数关系来表述试验钢的本构方程[14]:

(1)

(2)

(任何应力)

(3)

式中:是应变速率,s-1;Q是热变形激活能,kJ/mol;σ是流变应力,MPa;R是气体常数,8.314 J/(mol·K);T是绝对温度,K;n是应力指数;A,A1、A2、α、β和n1是材料常数,其中α=β/n1。

对公式(1～3)两边同时取对数得以下表达式:

在低应力(ασ<0.8)条件下:

(4)

在高应力(ασ>0.8)条件下:

(5)

在所有应力条件下:

(6)

(7)

根据式(3)和式(4)绘制出试验钢的和关系曲线,如图6(a,b)所示,对图6(a, b)中各点的数据进行线性拟合,直线斜率的平均值分别为n1和β,由此得到α=β/n1。经计算求得n1=8.864,β=0.048,α=β/n1=0.005。

图6 试验钢的本构方程拟合关系曲线

Fig.6 Constitutive equation fitting curves of the tested steel

(a)  (b)  (c)  (d) 1/T-ln[sinh(ασ)] ; (e) lnZ-ln[sinh(ασ)]

以T为常数,对式(6)中的求偏导可得出式(8):

(8)

由式(8)绘制试验钢的关系曲线,如图6(c)所示,然后计算关系曲线的平均斜率,经过计算得到应力指数n=6.552。

以为常数,对式(6)中的1/T求偏导可得式(9):

(9)

根据式(9)绘制出试验钢的ln[sinh (ασ)]-1/T关系曲线,如图6(d)所示。其中为ln[sinh(ασ)]-1/T关系曲线的平均斜率,经过计算得到变形激活能Q=411.02 kJ/mol。

引进Zener-Hollomon(Z)参数来表示塑性变形过程中变形温度和应变速率对试验钢的影响。Z参数的表达式为[15-16]:

(10)

将式(10)两边取对数,可以得到Z参数和流变应力之间的关系:

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(11)

将不同变形条件下的 代入公式(10)中,求出不同变形条件下的Z值,绘制试验钢的lnZ-ln[sinh(ασ)]关系图(见图6(e)),进行线性回归拟合,其截距为lnA,因此可以求出结构因子A,经过计算可得截距lnA=35.34,结构因子A=2.23×1015。

将求得的各项参数代入式(3),即可得到试验钢的本构方程:

(12)

由式(3)和式(10)可以得到参数Z和流变应力σ的关系,如式(13)所示:

(13)

将计算得到的A,α,n值代入式(13),可以得到试验钢用参数Z表示的流变应力本构方程,如式(14)所示:

(14)

对本构方程进行误差分析。将试验钢流变应力的计算值和试验值进行对比,误差用相关系数(R)和平均相对误差(AARE)表示,其计算方法如式(15)和式(16)所示:

(15)

(16)

式中:为流变应力的试验值;为流变应力的计算值;分别为的平均值;N为数据的个数。

图7为试验钢流变应力试验值与计算值的比较。从图7可以看出,经本构方程计算的流变应力值与试验值的拟合效果相对优异,流变应力试验值与计算值呈正相关,曲线斜率为0.874 03,相关系数R=0.973,AARE=8.19%,说明该本构方程可以较好地描述试验钢的热变形行为。

图7 试验钢流变应力试验值与计算值的比较

Fig.7 Comparison between the tested and calculated values of flow stress in the tested steel

2.5 构建热加工图

根据Prasad等建立的动态材料模型(DMM),试验钢发生塑性变形过程中的能量耗散(P)可分为两个部分。其中一部分能量耗散与原子的运动有关,大部分以动能形式转化为热能,小部分以晶体缺陷的形式储存,这些能量耗散对应于塑性变形耗散(G);而另一部分与原子的相对位置有关,通过微观结构演变的形式耗散,对应于功率耗散效率(J)[17]。P、G和J之间的关系可以表示为:

(17)

可以用应变速率敏感指数m来表示G和J两部分之间的能量分配比例。m的计算公式可表达为:

(18)

在热变形过程中,微结构演变所引起的能量耗散占总消耗能量的比值可以用无量纲常数——功率耗散系数(η)来表示。功率耗散系数η越高,说明在热变形过程中试验钢组织演变所消耗能量占比越大,材料热加工性越好。功率耗散系数η的计算公式可表达为[18-19]:

(19)

基于Prasad等提出的动态材料模型和最大熵增原理,可以将无量纲常数——失稳因子作为材料的失稳判据:

(20)

反映的物理意义为,当外界熵增的速率大于系统熵增的速率时,系统将发生局部流动导致变形失稳。当应变条件一定时,可以在平面上画出的区域,即材料在热变形下的流变失稳图[20]。通过将流变失稳图和功率耗散图叠加,即可得到试验钢在不同应变条件下的热加工图,如图8所示。图8中等高线对应的数值表示功率耗散效率,阴影部分表示流变失稳区域。

图8 1900 MPa级耐热轴承钢在不同真应变下的热加工图

Fig.8 Hot processing maps of the 1900 MPa heat-resistant bearing steel under different true strains

(a) 0.2; (b) 0.4; (c) 0.6; (d) 0.8

由图8可见,当应变量为0.2时,功率耗散效率只有一个峰值,其范围为1080～1150 ℃,应变速率为0.001～0.002 s-1,而塑性失稳区则大面积分布在低温变形区和高应变速率区(见图8(a))。当应变量达到0.4时,功率耗散效率出现一个峰值,其峰值约为31%。当应变量达到0.6时,功率耗散效率出现两个峰值,一个是变形温度1025～1100 ℃、应变速率0.01～0.1 s-1附近,峰值约为31%;另一个是在变形温度1125～1150 ℃、应变速率0.01～0.1 s-1附近,峰值约为31%。图8(b, c)均表示出在低温变形区和高应变速率区试验钢容易出现塑性失稳。当应变量为0.8时,功率耗散效率出现一个高峰,其峰值约为28%,在变形温度1025～1150 ℃、应变速率0.1～1 s-1范围内,出现了两个流变失稳区,但与应变为0.2、0.4和0.6时相比,流变失稳区的面积显著变小。综上所述,试验范围内试验钢热加工工艺最佳工艺参数:变形温度1070～1150 ℃,应变速率0.01～0.1 s-1。

一般认为,材料变形过程中的塑性失稳主要包括局部塑性流动、绝热剪切带形成、机械孪晶、空洞和裂纹等缺陷[21-22]。因此,在实际热加工过程中,热加工参数的选择要避开热加工图中的失稳区。图9(a)为1100 ℃,0.1 s-1变形条件下的试验钢显微组织,此时处于热加工过程中的稳定区域,形成的晶粒细小且均匀,晶界形状规则;图9(b)为1000 ℃、0.001 s-1变形条件下试验钢的显微组织,此时处于热加工过程中的失稳区,形成的晶粒粗大且不均匀,晶界形状不规则。这类组织的产生会影响材料的各项性能,在热加工过程中应避开此类区域[23]。

图9 1900 MPa级耐热轴承钢在不同变形条件下的微观组织

Fig.9 Microstructure of the 1900 MPa grade heat-resistant bearing steel deformed at different conditions

(a) 1100 ℃, 0.1 s-1; (b) 1000 ℃, 0.001 s-1

3 结论

1) 1900 MPa级耐热轴承钢的真应力-应变曲线反应出典型的动态回复(DRV)和动态再结晶(DRX)特征;峰值应力随着变形温度的提高而减小,随着应变速率的提高而增大。

2) 在应变量为0.8时,1900 MPa级耐热轴承钢的热激活能为Q=411.02 kJ/mol,基于Arrhenius型的双曲正弦函数关系得到的试验钢本构方程:

用Zener-Hollomon参数表示的流变应力本构方程:

通过该本构方程算出的流变应力值与试验值吻合较好,能较好地预测试验钢的热变形行为。

3) 基于Prasad等提出的动态材料模型和最大熵增原理,建立了试验钢在不同条件下的热加工图,试验钢的塑性失稳区在应变量为0.2～0.6范围内,随着应变的增加而增大,在应变为0.8时,出现两个塑性失稳区,但面积减小。试验范围中试验钢的最佳工艺参数:变形温度1070～1150 ℃,应变速率0.01～0.1 s-1。

文章引用：郭春成, 亓海全, 迟宏宵, 等. 1900 MPa级耐热轴承钢的热变形行为与热加工图[J]. 金属热处理, 2024, 49(4): 26-34. Guo Chuncheng,