连续应变分布Maraging250钢的动态再结晶行为_韩顺.pdf

第 48 卷 第 6 期Vol.48 No.6FORGING&STAMPING TECHNOLOGY 2023 年 6 月Jun.2023连续应变分布 Maraging250 钢的动态再结晶行为韩 顺1,尚丽梅1,厉 勇1,王建国2,高 茜3,王春旭1(1.钢铁研究总院有限公司 特殊钢研究院,北京 100081;2.西北工业大学 材料学院,陕西 西安 710072;3.中国航发动力股份有限公司,陕西 西安 710021)摘要:通过设计高通量双锥试样,在单个热压缩试样的不同区域产生梯度应变,研究了 10201150 变形温度下 Maraging250钢的动态再结晶(DRX)行为。采用有限元数值模拟、光学显微镜和电子背散射衍射技术,定量分析了各双锥变形试样垂直截面中心线附近的显微组织,确定了 DRX 的含量,建立了不同变形温度下 Maraging250 钢的动力学曲线。结果表明:将双锥试样热压缩后,等效应变沿垂直截面中心线呈连续对称分布,应变从边缘到心部逐渐增大至 1.7,内部变形温度基本稳定在972985。在热压缩过程中,Maraging250 钢发生了连续应变 DRX,其动力学曲线表现为典型的“S”形特征,DRX 体积分数在变形中期增长速率最高,在变形初期及末期增速缓慢。随着变形温度的升高,DRX 形核过程所需的应变有所降低,DRX体积分数最大增长率明显升高,但各变形温度下完全 DRX 所需的应变量变化较小。关键词:Maraging250 钢;双锥试样;应变;动态再结晶;微观组织DOI:10.13330/j.issn.1000-3940.2023.06.031中图分类号:TG311 文献标志码:A 文章编号:1000-3940(2023)06-0231-07Dynamic recrystallization behavior on continuous strain distribution for Maraging250 steel Han Shun1,Shang Limei1,Li Yong1,Wang Jianguo2,Gao Xi3,Wang Chunxu1(1.Institute of Special Steels,Central Iron and Steel Research Institute Co.,Ltd.,Beijing 100081,China;2.School of Materials Science and Engineering,Northwest Polytechnical University,Xian 710072,China;3.AECC Aviation Power Co.,Ltd.,Xian 710021,China)Abstract:The dynamic recrystallization(DRX)behavior of Maraging250 steel at temperature of 1020-1150 was studied by designing high-flux biconical specimen and producing gradient strains in different regions of one single thermal compression specimen.Then,the mi-crostructure near the center line of the vertical section of each biconical deformed specimens was quantitatively analyzed by finite element numerical simulation,optical microscope(OM)and electron backscatter diffraction(EBSD)technology,the content of DRX was deter-mined,and the kinetic curves of Maraging250 steel at different deformation temperatures were established.The results show that after thermal compression of the biconical specimen,the equivalent strain is continuously and symmetrically distributed along the center line of the vertical section,the strain gradually increases to 1.7 from the edge to the center,and the internal deformation temperature is basically stable at 972-985.During the thermal compression process,continuous strain DRX occurs in Maraging250 steel and its kinetic curves show a typical S shape feature.DRX volume fraction increases at the highest rate in the middle stage of deformation,and the growth rate is slow in the early and late stages of deformation.With the increasing of deformation temperature,the strain required for the nuclea-tion process of DRX decreases,and the maximum growth rate of DRX volume fraction increases obviously,but the strain required for com-plete DRX changes slightly at each deformation temperature.Key words:Maraging250 steel;biconical specimen;strain;dynamic recrystallization;microstructure收稿日期:2023-04-17;修订日期:2023-05-24基金项目:国家重点研发计划资助项目(2022YFB3705204)作者简介:韩 顺(1987-),男,硕士,高级工程师E-mail:hanshunfa 金属材料的性能在很大程度上取决于热加工过程中微观组织的变化和控制,因此,国内外学者大多致力于研 究 材 料 微 结 构 演 变 规 律 及 变 化 机制1-2。作为最典型的马氏体时效钢,Maraging250钢自研制成功以来,就以高强度、高塑韧性和良好加工性等优势被广泛应用于航空、航天、原子工业等领域3-5,因此,也促进了其热加工控制及组织演变规律的研究。锻件组织的均匀性直接影响构件的服役寿命,特别是应用于航空发动机涡轮轴等循环承载构件的Maraging250 钢,其性能直接影响发动机的寿命及安全性。因此,在 Maraging250 钢锻件的锻造、轧制、挤压等热加工过程中,除了保证锻件成形,更重要的是通过动态回复和再结晶等方法控制各部位的最终显微组织,获得合理的宏观和微观组织分布6。目前,金属材料的本构方程和动态再结晶行为研究均基于圆柱试样的热模拟试验,此方法只能得到单一变形量下的试验数据,无法反映出工件在热变形过程中的连续组织变化情况,与实际生产具有一定的差异性7。本文通过 Maraging250 钢双锥试样热压缩试验,在同一试样上获得连续的应变分布,并结合双锥试样压缩变形的数值模拟结果,研究Maraging250 试验钢在热压缩过程中的变形温度、应变量对其显微组织的影响,为在数值模拟领域建立更加精确的物理模型提供理论参考和数据支持。1 试验材料及方法以真空感应+真空自耗重熔工艺生产的 Marag-ing250 马氏体时效钢为研究对象,其化学成分(%,质量分数)为 C 0.005,Ni 17.9,Co 7.81,Mo 5.02,Ti 0.46,Al 0.11,Si 0.03,Mn 0.0025,S 0.0005,P 0.002,余量 Fe。将试验钢机加工成高度为 40 mm、中心最大直径为40 mm 的双锥试样,如图 1a 所示。热压缩试验在 3150 N 液压机上进行,变形温度为 10201150,下压量为 28 mm,下压速度为 7 mms-1,模具温度为 350。为减小试样与模具间的摩擦,将试样预热至 200,保温20 min 后,在表面刷涂玻璃润滑剂。将润滑处理后的试样加热至变形温度,保温 40 min 后压缩,压缩完成后立即水淬以保留高温状态下的变形组织。图 1 双锥试样的尺寸图(a)和金相观察与 EBSD 取样位置(b)Fig.1 Size diagram of biconical specimen(a)and sampling positions of metallographic observation and EBSD(b)试验完成后,将试样沿纵截面的中心线剖开,试样经磨抛后使用 10%铬酸水溶液电解以观察晶粒,试验电流为 2.0 A,腐蚀时间为 5 20 min,清水冲洗吹干后在 OLYMPUS GX51 数字光学显微镜下进行金相组织观察。采用配备EBSD 装置的 JSM-7900F 热场发射扫描电子显微镜进行 显 微 组 织 观 察,步 长 为 0.1 m,通 过TSL OIM Data-Collection 5 工具对采集信息展开解析。采用有限元数值模拟软件 DEFORM-3D 对双锥试样热压缩过程进行模拟。试样与模具的接触热交换系数设为 2 N(smm)-1,摩擦因数为0.3,下压速度为 7 mms-1,其余参数均与双锥试样的热压缩试验一致。2 双锥试样有限元数值模拟当变形温度为 1050 时,双锥试样压缩完成后的应变场、温度场以及等效应变场在轴向纵剖截面上的分布如图 2 所示。由图 2a 等效应变分布可以看出,试样整体的等效应变范围为 0.3121.740,变形量由表面至心部逐渐增大,试样中心区域的上、下局部表面和轴向外表面的应变最小,是变形过程中的“死区”,大应变区域的应变量呈“X”形分布。应变沿压缩方向呈轴对称分布,与压缩方向垂直的截面中心线上的应变分析结果如图 2b 所示,应变呈对称分布且连续变化,试样外表面的应变最小为 0.370,中心线上沿试样外表面至中心区域,应232锻压技术 第 48 卷图 2 双锥试样热压缩数值模拟结果(a)等效应变场(b)截面中心线应变分布(c)温度场(d)截面中心线温度场分布Fig.2 Numerical simulation results of thermal compression for biconical specimens(a)Equivalent strain field(b)Strain distribution along section center line of specimen(c)Temperature field(d)Temperature distribution along section center line of specimen 变逐渐增大至峰值,峰值应变为 1.700,试样中的最大应变出现在试样中心位置偏上约 1 mm 处。试验钢在热压缩完成后的温度场云图如图 2c 所示,热压缩结束后,由于与模具长时间接触发生热传导,试样的上、下表面的温度下降较为明显,温度在918926 范围内,越接近心部,温度下降幅度越低。由图 2d 中纵剖面中心线上的温度分布可知,在热传导作用下,试样外表面的温度较低,中心线上距离试样边部越远,温度越高,当距边部 9.4 mm时,温度达到峰值约 985,距边部约 20.0 mm后,温度基本稳定在 982.5。中心线整体温度在972985 范围内,对比试样整体的温度变化可认为该温度范围较为稳定。其他热压缩温度下的温度场变化规律与之相同,温度变化范围有所浮动。3 热压缩双锥试样显微组织分析3.1 连续应变 Maraging250 钢的动态再结晶分布为了研究不同应变下材料的微观组织,在试样纵剖面的中心线上,选取距试样边部 2.0、7.5、13.5、17.0、22.0 和 28.0 mm 的位置进行组织观察分析。由数值模拟结果可知,当变形温度为 1050 时,从边缘到心部各取样位置对应的等效应变分别为 0.4、0.8、1.2、1.4、1.6 和1.7,各位置对应的微观组织如图 3 所示。结合数值模拟结果可知,截面中心线附近的温度场波动较小,因此,可以认为该区域的微观组织变化主要受应变影响。由图 3a 可知,双锥试样在热压缩后,最外层的显微组织为基本未变形的近等轴晶晶粒,晶界较平直,部分晶界有微小波动(图 3a 中的箭头方向),且存在少量的孪晶。当应变为 0.8 时,试样的等轴晶沿着压缩的垂直方向被拉长,成为大块、扁长的变形晶粒,部分变形晶粒的晶界出现晶界弓出现象,如图 3b 中箭头方向所示。这种现象归因于高温变形条件下塑性变形的不协调性,相邻奥氏体间不匹配,局部应变导致晶界凸起,形成“锯齿状”晶界,这通常被认为是可能发生再结晶的形核位置8。此332第 6 期韩 顺等:连续应变分布 Maraging250 钢的动态再结晶行为 图 3 双锥试样经 1050 热压缩后距试样边部不同位置的金相图(a)2.0 mm(b)7.5 mm(c)13.5 mm(d)17.0 mm(e)22.0 mm(f)28.0 mmFig.3 Metallographic diagrams of different positions from edge of biconical specimen after thermal compression at 1050 时,晶 粒 的 三 叉 晶 界 处 有 细 小 的 动 态 再 结 晶(DRX)晶粒出现,DRX 晶粒尺寸均小于 4 m。在图 3c图 3e 中,随着应变的增大,锯齿状晶界弓出的幅度增大,并且在晶界附近观察到等轴的、无畸变的细小晶粒,发生 DRX 的原始晶界不断增多,动态再结晶的体积分数 XDRX增大,当原始晶粒与动态再结晶晶粒的尺寸相差较大时,出现“项链组织”,部分孪晶界也出现再结晶晶粒。当应变达到 1.2 时,原始晶界大部分被覆盖,DRX向变形晶粒的内部扩展。随着应变的进一步增大,变形晶粒继续被压扁,原始晶界和孪晶界被再结晶晶粒覆盖,DRX 晶粒尺寸一定程度上增大。图3f 中显示,当应变为 1.7 时,变形晶粒基本被DRX 晶粒完全消耗,组织为细小均匀的 DRX 等轴新晶粒,DRX 基本发生完全。利用 Image-J 软件对图3 中的动态再结晶体积分数 XDRX进行统计,从试样边缘到心部各取样位置的XDRX分 别 为0.4%、16.5%、62.1%、83.6%、94.6%和 98.9%。绘制出 Maraging250 钢的动态再结晶动力学曲线,如图 4 所示,曲线呈典型“S”形分布,其动力学曲线特征为:DRX 出现前存在一个较短的孕育期,该孕育期采用发生 DRX 前的临界应变表示(1050,等效应变为 0.4),DRX 的体积分数在变形开始阶段增加速度较慢,中期迅图 4 在 1050 变形温度下的动态再结晶动力学曲线Fig.4 Kinetics curve for dynamic recrystallization at deformation temperature of 1050 速加快,达到某一应变量时 DRX 体积分数的增速再次变缓。在材料热压缩的初期,各晶粒间由于变形的不均匀性而导致位错密度的不同,晶界位置更易于位错的积累,进而形成局部位错密度梯度,当该梯度达到一定程度时,再结晶晶核形成,因此,DRX 最先于变形晶粒的晶界处发生(图 3b),这种以晶界弓出方式形核的 DRX 机制需要积累大量的位错,所以需要一定的孕育期9。随着变形量的不断增大,孪晶界以及晶粒内部的形变带也逐渐成为再结晶的形核位置,这些形核位置形成核心后立即快速消耗432锻压技术 第 48 卷变形晶粒,因此,再结晶的体积分数增大速度不断加快10。但是,在热压缩的最后阶段,变形晶粒已经被大量消耗,再结晶的形核位置相应减少,晶粒长大也受到抑制,导致再结晶比例的增加速度逐渐减缓,进而动力学曲线表现为“S”形。在中等应变下,Maraging250 钢的 XDRX增长速率的升高归因于形核位置的增加和再结晶晶粒向变形晶粒内部的扩展,如图 3c 所示。为了进一步研究该现象,对应变为 0.8 和 1.2 时的试样的微观组织进行 EBSD 表征,如图 5 所示。可以看出,在原始奥氏体边界存在晶界角大于 15的细小 DRX 晶粒,这些晶粒的长大可以显著提高试样中再结晶的比例。此外,许多小角度晶界(10)的出现表明位错亚结构的形成,即位错缠结和堆积11-12,据报道,这些位错亚结构的形成会导致晶界锯齿和凸起13。因此,潜在形核位置的增加促进了 DRX 体积分数的加速,图 5 中的取向差角的定量分析也证明了小角度晶界的大量存在。图 5 不同应变时的取向分布图及晶界角度分布直方图(a)应变为0.8,取向分布图(b)应变为0.8,晶界角度分布直方图(c)应变为1.2,取向分布图(d)应变为1.2,晶界角度分布直方图Fig.5 Orientation distribution maps and grain boundary angle distribution diagrams at different strains(a)Strain of 0.8,orientation distribution map(b)Strain of 0.8,grain boundory angle distribution diagram(c)Strain of 1.2,orientation distribution map(d)Strain of 1.2,grain boundory angle distribution diagram3.2 变形温度对 Maraging250 钢动态再结晶的影响 对变形温度为 1020、1050、1100 和 1150 下双锥试样的 DRX 动力学进行分析,获得了沿垂直截面中心线附近,试样在不同应变下对应的 XDRX,其动力学曲线和 XDRX的增长速率曲线如图 6 所示。可以看出,所有的动力学曲线均为“S”形,DRX 的孕育期随着温度的升高而略有降低,从 1020 时的0.60 降低至 1150 时的 0.37,而完全 DRX 对应的应变与变形温度无关,完全 DRX 所需应变约为1.60。此外,由图 6b 可以看出,XDRX的初始增长率随变形温度的增加而增加,而增长速率峰值所需应变则随变形温度的增加而降低。XDRX及其增长速率由形核和弓出过程决定,这与热激活原子扩散引起的各种边界的迁移有关14。532第 6 期韩 顺等:连续应变分布 Maraging250 钢的动态再结晶行为 图 6 不同变形温度下的 DRX 动力学曲线(a)及 XDRX增长速率曲线(b)Fig.6 DRX kinetic curves(a)and XDRX growth rate curves(b)at different deformation temperatures较高的变形温度促进了变形初期 DRX 晶核的边界迁移,使得 1100 和 1150 下试样的低应变区 XDRX和图 7 同一 XDRX、不同变形温度下 Maraging250 钢的显微组织(a)1020(b)1050(c)1100(d)1150 Fig.7 Microstructures of Maraging250 steel under the same XDRX and different deformation temperatures晶粒尺寸较大。同时,在较高的变形温度下,增长速率的最大值更大,特别是在1150 时出现了急剧的增长速率峰值(图 6b)。此外,根据 Arrhenius方程7可知,随着变形温度的升高,材料的热激活能越活跃,达到同一再结晶体积分数所需的时间越短。变形温度同时还影响材料的微观结构形态。图7 为 XDRX=15.0%时,1020、1050、1100 和 1150 下试样的变形晶粒组织,此时试样对应的应变分别为 0.869、0.797、0.701 和 0.617。可见,随着变形温度的增加,DRX 晶粒与未发生 DRX 的晶粒尺寸均随温度的升高而增大。当双锥样品在 1020 下压缩时,新形成的 DRX 晶粒聚集在原始奥氏体的晶界处(图 7a 中圆圈处),平均晶粒尺寸约为 3.1 m,在 1150 的变形温度下,再结晶晶粒尺寸增加至13.2 m 左右。632锻压技术 第 48 卷但是,在发生完全 DRX 对应的应变下,晶粒尺寸的差异会缩小,在 1020、1050、1100 和 1150 的变形温度下,应变为 1.6 时对应的晶粒尺寸分别为 6.8、7.5、8.4 和 10.2 m。这是由于 DRX 的形核和长大主要与大角度晶界迁移有关,两者中原子扩散受热激活的影响15。变形的初期,加热变形温度越高,越有利于再结晶晶核的晶界迁移,因此在1150 下最先发生动态再结晶,且形成的晶粒较大。Maraging250 钢在热压缩过程中的软化机制主要包含动态回复和 DRX,前者主要依赖刃型位错的攀移,受热激活影响较大,因而在温度较高的变形过程中,未发生 DRX 的变形晶粒会发生动态回复以降低位错密度,使再结晶的驱动力低于低温变形,同时也证明了变形温度低时会抑制再结晶形核,但完成再结晶所需的应变基本不变9,16。4 结论(1)Maraging250 钢双锥试样经热压缩变形后,试样纵剖面中心线附近区域的应变呈对称且连续分布,应变从边缘到心部依次增大,中心线附近区域的温度基本保持稳定。(2)热压缩过程中,Maraging250 钢发生了明显的动态再结晶,动力学曲线表现为典型的“S”形特征,其动态再结晶体积分数的增长速率随着应变的增大呈先增大后减小的趋势,在中等应变下达到峰值,且增长速率峰值随变形温度的升高而增大。(3)在 Maraging250 钢的变形过程中,随着变形温度的升高,材料动态再结晶形核过程所需的变形量越小,再结晶晶粒尺寸越大,但发生完全动态再结晶所需的应变基本不变。参考文献:1 Cabrera E S P,Gurin J D,Barbera-Sosa J G L,et al.Friction correction of austenite flow stress curves determined under axisym-metric compression conditions J.Experimental Mechanics,2019,35:679-693.2 魏明刚,龚斌,闵武,等.热变形对 35CrMo 钢淬火马氏体晶体学特征的影响 J.锻压技术,2022,47(8):249-254.Wei M G,Gong B,Min W,et al.Influence of hot deformation on crystallographic characteristics of quenched 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