多組元Fe-W-B合金本構(gòu)方程及熱加工圖的研究

萬(wàn)俊杉,劉 穎,陳康為,劉 暢,李 軍

(1.四川大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 四川 成都 610065;2.四川大學(xué) 先進(jìn)特種材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,四川 成都 610065)

隨著我國(guó)工業(yè)化進(jìn)程的飛速發(fā)展,大量金屬材料因磨損和斷裂而發(fā)生失效。因此提升金屬材料的耐磨性、力學(xué)性能等性能對(duì)延長(zhǎng)構(gòu)件和設(shè)備的服役壽命起到關(guān)鍵的作用[1]。在鋼鐵耐磨材料領(lǐng)域,已發(fā)現(xiàn)的耐磨硬質(zhì)相主要有碳化物和硼化物兩種。近年來(lái),Fe-W-B系三元硼化物材料在硬質(zhì)、耐磨材料領(lǐng)域受到了科研人員的廣泛關(guān)注[2, 3]。李程等人[4]采用放電等離子燒結(jié)得到的FeWB塊體,硬度高達(dá)90.4HRA,與硬質(zhì)合金相當(dāng)。王佳峰[5]等人采用SPS燒結(jié)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(zhì)第二相與塑性金屬基體復(fù)合而成的材料,在耐磨領(lǐng)域有著極為廣泛的應(yīng)用前景。

以FeWB為硬質(zhì)相的多組元Fe-W-B合金[6],因具備多組元合金的高熵效應(yīng)和“雞尾酒”效應(yīng)而擁有較好的力學(xué)性能且耐磨性好,有望實(shí)現(xiàn)高硼鋼的強(qiáng)韌結(jié)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(guò)多硼會(huì)導(dǎo)致硼化物沿晶界呈網(wǎng)狀析出,破壞塑性基體連續(xù)性嚴(yán)重影響高硼鋼的力學(xué)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(wǎng)狀共晶碳化物[8]。因此,鍛造也可用來(lái)破碎高硼合金中的網(wǎng)狀硼化物。但目前很少有文獻(xiàn)對(duì)鑄造高硼合金熱變形行為進(jìn)行研究。為獲得優(yōu)質(zhì)鍛件,避免鍛造溫度、鍛造變形量選擇不當(dāng)導(dǎo)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(yīng)變速率下(0.01～10s-1)的應(yīng)力流變曲線;同時(shí)基于Arrhenius方程,構(gòu)建了描述材料高溫流變特性下的本構(gòu)方程;依據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型繪制了合金熱加工圖。根據(jù)合金熱加工圖進(jìn)一步制定了熱加工工藝并對(duì)多組元Fe-W-B合金進(jìn)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(xué)性能大幅提升。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

研究所用多組元Fe-W-B合金采用真空感應(yīng)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(cè)試多組元Fe-W-B合金試樣經(jīng)過(guò)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(shí)驗(yàn)方法

利用Geeble-3500 熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)合金進(jìn)行等溫單向壓縮變形實(shí)驗(yàn)。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(shè)定變形溫度,然后保溫300 s,以保證試樣內(nèi)外溫度達(dá)到一致。然后在此變形溫度下以設(shè)定的應(yīng)變速率對(duì)試樣進(jìn)行等溫單向壓縮變形。熱變形溫度范圍為800 ℃～1150 ℃,應(yīng)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(yīng)變量達(dá)到0.356 7),壓縮變形結(jié)束后立即對(duì)變形試樣進(jìn)行空冷。

利用C41型鍛造機(jī)對(duì)多組元Fe-W-B合金熱加工。依據(jù)GB/T228-2010《金屬材料·室溫拉伸試驗(yàn)方法》和GB/T229-2020《金屬材料·夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》對(duì)鍛造前后的合金進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試[9,10]。每組試驗(yàn)為3根樣條,文中結(jié)果均為平均值。采用JEOLJSM-7900F型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(Field Emission Scanning Electron Microscope, FSEM)來(lái)觀察多組元Fe-W-B合金的組織、形貌及EBSD檢測(cè)。使用Channel 5.0 軟件分析EBSD數(shù)據(jù)。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(jié)晶晶粒;亞結(jié)構(gòu)晶粒的取向差角范圍為2°～15°[11]。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)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(yīng)變速率下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線。可以看出,多組元Fe-W-B合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線,包括了動(dòng)態(tài)回復(fù)型曲線和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線兩種類型。在較低應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線特征,即曲線出現(xiàn)單峰值現(xiàn)象,如圖2(a～b),對(duì)應(yīng)應(yīng)變速率分別為0.01s-1、0.1s-1。這是因?yàn)楫?dāng)合金內(nèi)部動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生后,應(yīng)變速率越低,試樣有效變形時(shí)間就越長(zhǎng),則動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行得就越完全。另外,變形溫度越高,原子熱運(yùn)動(dòng)越劇烈晶界遷移速率越快,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶就越容易發(fā)生。因此,當(dāng)合金處于高溫低應(yīng)變速率的變形條件時(shí),多組元Fe-W-B合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線。當(dāng)應(yīng)變速率提升至1s-1后,多組元Fe-W-B合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線屬于動(dòng)態(tài)回復(fù)型曲線,如圖2(c)所示。隨真應(yīng)變?cè)黾?流變應(yīng)力幾乎不發(fā)生變化,且不出現(xiàn)新的峰值應(yīng)力,沒有典型的單峰值現(xiàn)象。這是因?yàn)樽冃芜^(guò)程中位錯(cuò)發(fā)生滑移或攀移,與異號(hào)位錯(cuò)相抵消,使動(dòng)態(tài)軟化作用與加工硬化作用相當(dāng),達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡。當(dāng)應(yīng)變速率提升至10s-1后,多組元Fe-W-B合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線,重新表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征,即達(dá)到峰值應(yīng)力后,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化機(jī)制占據(jù)主導(dǎo)作用,使得應(yīng)力值降低。

圖3為多組元Fe-W-B合金在不同變形溫度及應(yīng)變率下的三維峰值應(yīng)力圖。該圖表明,在一定的變形溫度條件下,隨著應(yīng)變速率降低,流變應(yīng)力隨之降低。在其它變形溫度下也可以觀察到類似現(xiàn)象。這是因?yàn)閯?dòng)態(tài)軟化機(jī)制在低應(yīng)變率下要比在高應(yīng)變率下有更充足的時(shí)間發(fā)揮作用。因此,在熱變形過(guò)程中,流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的降低而減小;而在一定的應(yīng)變率條件下,峰值應(yīng)力則會(huì)隨變形溫度的升高而減小。因?yàn)殡S著變形溫度的升高,原子熱運(yùn)動(dòng)加?。娱g結(jié)合力減弱,并且變形過(guò)程中金屬的內(nèi)摩擦有所降低,進(jìn)而導(dǎo)致了變形過(guò)程中峰值應(yīng)力的降低。因此,流變應(yīng)力表現(xiàn)出隨著應(yīng)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(gòu)方程

針對(duì)多組元Fe-W-B合金,采用基于峰值應(yīng)力的Arrhenius型唯象本構(gòu)方程建立其熱壓縮過(guò)程的本構(gòu)方程:

(1)

(2)

(3)

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

(4)

(5)

(6)

圖4 多組元Fe-W-B流變應(yīng)力與熱變形參數(shù)關(guān)系曲線

(7)

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

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

(8)

對(duì)等式(8)兩邊取自然對(duì)數(shù)得到等式(9):

lnZ=nln[sinh(ασp)]+lnA

(9)

lnZ與ln[sinh(ασp)]的線性關(guān)系如圖5所示,相關(guān)系數(shù)R=0.9687,具有較強(qiáng)的線性相關(guān)性,其中 1nA為lnZ—ln[sinh(ασp)]圖中直線的截距。綜上,Arrhenius型本構(gòu)方程中的材料常數(shù)和激活能數(shù)值列于表1。則多組元Fe-W-B合金基于峰值應(yīng)力的Arrhenius型本構(gòu)方程表達(dá)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(duì)數(shù)函數(shù)關(guān)系圖

(10)

將等式(3)與等式(8)聯(lián)立,整理后可得等式(11)。等式(11)用來(lái)計(jì)算不同變形溫度及應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力:

(11)

將材料常數(shù)代入等式(11)后得等式(12),為驗(yàn)證所建立的多組元Fe-W-B合金基于峰值應(yīng)力的Arrhenius 型本構(gòu)方程準(zhǔn)確性,將不同變形溫度及應(yīng)變速率下所對(duì)應(yīng)的Z參數(shù)代入等式(12)獲得不同變形條件下所對(duì)應(yīng)的峰值流變應(yīng)力的計(jì)算值。圖6為不同變形溫度及應(yīng)變速率下所對(duì)應(yīng)的峰值流變應(yīng)力實(shí)驗(yàn)值與計(jì)算值的比較結(jié)果,可看出峰值應(yīng)力的計(jì)算值與實(shí)驗(yàn)值之間線性關(guān)系好,相關(guān)系數(shù)R的值為0.9628。因此,所建立的本構(gòu)方程可以為該合金峰值流變應(yīng)力的預(yù)測(cè)提供可靠的理論基礎(chǔ)。

圖6 不同變形條件下的流變應(yīng)力實(shí)驗(yàn)值與計(jì)算值的對(duì)比

(12)

為了能夠更加準(zhǔn)確地評(píng)估基于峰值應(yīng)力的Arrhenius本構(gòu)方程的預(yù)測(cè)能力,還利用了相關(guān)系數(shù)(R)和平均絕對(duì)相對(duì)誤差(AARE)來(lái)進(jìn)一步評(píng)估所建立本構(gòu)方程的預(yù)測(cè)能力,R和AARE的計(jì)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(dòng)態(tài)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(yīng)變速率為0.01 s-1～10 s-1,應(yīng)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(yīng)變的增加而增大。這是因?yàn)閼?yīng)變?cè)黾訉?huì)延長(zhǎng)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)過(guò)程,而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生會(huì)導(dǎo)致熱變形過(guò)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(duì)應(yīng)的熱加工參數(shù)越有利于金屬的熱加工。對(duì)比不同變形量的功率耗散圖還可知,最大η值會(huì)隨著應(yīng)變的增加在發(fā)生變化。如圖7(a),應(yīng)變?yōu)?.1時(shí),最大η值在變形溫度1000 ℃～1100 ℃和應(yīng)變速率0.01 s-1～0.1 s-1(區(qū)域I)、變形溫度1100 ℃～1150 ℃和應(yīng)變速率1 s-1～10 s-1(區(qū)域Ⅱ)所包含的范圍內(nèi);當(dāng)應(yīng)變?cè)黾又?.3時(shí),最大η值變更為變形溫度1050 ℃～1150 ℃和應(yīng)變速率0.01 s-1～0.1 s-1(區(qū)域Ⅲ)、變形溫度1050 ℃～1150 ℃和應(yīng)變速率1 s-1～10 s-1(區(qū)域Ⅳ)所包含的范圍內(nèi)。這種變化趨勢(shì)表明隨著應(yīng)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(yīng)變下的功率耗散圖

將失穩(wěn)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(yīng)變?yōu)?.1、0.3時(shí)的熱加工圖。對(duì)比圖8(a)與(b)可看出,隨應(yīng)變量增大,失穩(wěn)區(qū)域(陰影部分)從高溫高應(yīng)變速率區(qū)向低溫高應(yīng)變速率發(fā)展,并且失穩(wěn)區(qū)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(dāng)應(yīng)變?yōu)?.3時(shí),失穩(wěn)區(qū)出現(xiàn)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(shù)范圍內(nèi)。此時(shí)多組元Fe-W-B合金的加工安全區(qū)可以被分為兩個(gè)區(qū)域:區(qū)域A發(fā)生在0.32 s-1～10 s-1的應(yīng)變速率和800 ℃～1050 ℃的變形溫度范圍內(nèi),該區(qū)域功耗效率較低(9%～15%),表明此時(shí)合金主要發(fā)生加工硬化和動(dòng)態(tài)回復(fù);區(qū)域B發(fā)生在1 s-1～10 s-1的應(yīng)變速率和1050 ℃～1150 ℃的變形溫度范圍內(nèi),該區(qū)域具有較高的功耗效率(21%～30%),表明此時(shí)合金主要發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

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

2.4 熱變形前后合金微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能對(duì)比

圖9為多組元Fe-W-B合金在10 s-1的應(yīng)變速率下,分別以900 ℃和1100 ℃等溫壓縮后的回復(fù)再結(jié)晶分布圖,其中圖9(a)(900 ℃～10 s-1)位于熱加工圖中區(qū)域A和圖9(b)( 1100 ℃～10 s-1)位于區(qū)域B。由該圖9可看出,合金在經(jīng)過(guò)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(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。因?yàn)樵跓峒庸み^(guò)程中,動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化機(jī)制能改善工件加工性能并且動(dòng)態(tài)再結(jié)晶還能細(xì)化晶粒。由此得出多組元Fe-W-B合金的最佳熱加工參數(shù)在1050 ℃～1150 ℃和1 s-1～10 s-1的變形參數(shù)范圍內(nèi)。

圖10為多組元Fe-W-B合金依據(jù)熱加工圖所確定的最佳熱加工參數(shù)鍛造前后的微觀形貌對(duì)比圖?？梢钥闯鲥懺煊行扑榱嗽T態(tài)多組元Fe-W-B合金中的網(wǎng)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(xué)性能,可發(fā)現(xiàn)鍛后合金的綜合力學(xué)性能大幅提升。其主要原因在于鍛造后網(wǎng)狀硼化物破碎,呈顆粒狀或短棒狀分布在基體中,消除了網(wǎng)狀硼化物對(duì)基體的割裂作用,恢復(fù)了基體的連續(xù)性。

3 結(jié)論

(1)通過(guò)高溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn), 研究了多組元Fe-W-B合金在溫度為800 ℃～1150 ℃、應(yīng)變速率為0.01 s～10 s-1的范圍內(nèi)的變形特性。結(jié)果表明,在較低應(yīng)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(xiàn)出動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。

(2)根據(jù)真應(yīng)力-應(yīng)變曲線,結(jié)合Arrhenius等式計(jì)算得到了多組元Fe-W-B合金基于峰值應(yīng)力的本構(gòu)關(guān)系并計(jì)算了多組元Fe-W-B合金的激活能Q= 580420.8 J/mol。根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果和預(yù)測(cè)結(jié)果可知,所構(gòu)建的本構(gòu)方程對(duì)多組元Fe-W-B流變應(yīng)力均較高的預(yù)測(cè)能力。本構(gòu)方程如下:

(3)利用真應(yīng)力-應(yīng)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(dòng)失穩(wěn)區(qū)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(shù)范圍內(nèi),其最優(yōu)變形區(qū)間為:1050 ℃～1150 ℃和1 s-1～10 s-1。

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