基于應(yīng)力三軸度的鑄態(tài)42CrMo鋼高溫拉伸斷裂行為分析

張?jiān)陉?yáng),齊會(huì)萍,李永堂,陳園園,張晉輝,劉慧玲

(1.晉中職業(yè)技術(shù)學(xué)院機(jī)電工程系,晉中 030600;2.太原科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,太原 030024;3.晉中學(xué)院機(jī)械系,晉中 030600)

0 引 言

鑄態(tài)42CrMo鋼具有強(qiáng)度高、韌性好、耐磨性好、淬火變形及回火變形小等特點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于制造齒輪、軸承、法蘭等環(huán)形零件,尤其是大型環(huán)形零件。在高溫變形過(guò)程中,鑄態(tài)42CrMo鋼晶粒大小發(fā)生變化,同時(shí)其應(yīng)力三軸度和損傷斷裂行為也在不斷相互影響,因此基于應(yīng)力三軸度研究鑄態(tài)42CrMo鋼的高溫?cái)嗔研袨榫哂兄匾I(yè)價(jià)值。研究[1-8]發(fā)現(xiàn),隨著應(yīng)力三軸度在一定范圍內(nèi)增大,材料的斷裂應(yīng)變均減小。李貴軍[9]研究發(fā)現(xiàn),應(yīng)力三軸度提高使16MnR鋼斷裂應(yīng)變降低。徐文福等[10]研究發(fā)現(xiàn),應(yīng)力三軸度越大,6063鋁合金塑性變形越困難,屈服強(qiáng)度和峰值應(yīng)力越高,斷裂驅(qū)動(dòng)力越強(qiáng),最終導(dǎo)致材料提前斷裂。蒲吉斌[11]研究發(fā)現(xiàn),鋼和鋁合金材料的斷裂應(yīng)變隨應(yīng)力三軸度的增大而減小。劉德政等[12]采用有限元模擬研究了7050鋁合金拉伸變形過(guò)程中損傷斷裂演變與應(yīng)力三軸度之間的關(guān)系,發(fā)現(xiàn)隨應(yīng)力三軸度的增加,鋁合金的臨界損傷值逐步增大。一些研究[13-16]通過(guò)壓縮試驗(yàn)系統(tǒng)分析了晶粒細(xì)化機(jī)制、工藝參數(shù)、設(shè)備參數(shù)等對(duì)42CrMo鋼環(huán)件高溫輾擴(kuò)成形、環(huán)件質(zhì)量及環(huán)件壽命的影響。王五星[17]研究發(fā)現(xiàn),由于未考慮拉伸試樣缺口對(duì)應(yīng)力三軸度的影響,Bridgeman公式[18]估算的應(yīng)力三軸度值比有限元模擬結(jié)果小;有限元模擬可以精確、實(shí)時(shí)得到整個(gè)拉伸過(guò)程中的應(yīng)力與應(yīng)變,從而得到相對(duì)準(zhǔn)確的應(yīng)力三軸度。然而,目前關(guān)于應(yīng)力三軸度對(duì)鑄態(tài)42CrMo鋼高溫?cái)嗔研袨橛绊懙难芯枯^少。

為此,作者使用Gleeble-3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)鑄態(tài)42CrMo鋼進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn),采用DEFORM-2D有限元軟件進(jìn)行熱拉伸數(shù)值模擬,得到拉伸斷口附近的應(yīng)力三軸度,分析了應(yīng)力三軸度與斷裂應(yīng)變及斷口組織間的關(guān)系,以期為鑄態(tài)42CrMo鋼高溫塑性成形工藝及環(huán)件鑄輾復(fù)合工藝制造提供指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)方法與結(jié)果

1.1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為鑄態(tài)42CrMo鋼,由沈陽(yáng)某研究所提供,化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.4C,0.23Si,0.6Mn,0.98Cr,0.18Mo,0.019P,0.012S,符合GB/T 3077—1999標(biāo)準(zhǔn)要求。在鑄態(tài)試驗(yàn)鋼上取樣,經(jīng)切割、鑲嵌、磨制及飽和苦味酸溶液在384 K下腐蝕后,采用DM4M/DMC4500型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。由圖1可見(jiàn):鑄態(tài)42CrMo鋼組織為珠光體和沿晶界分布的先析出相鐵素體,出現(xiàn)晶粒不均勻以及晶粒粗大的現(xiàn)象。在鑄態(tài)試驗(yàn)鋼上制取尺寸如圖2所示的拉伸試樣,缺口半徑R分別為0.5,1.0,2.0,4.0 mm,采用Gleeble-3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱拉伸試驗(yàn)。首先將試樣以10 K·s-1的速率加熱至1 473 K,保溫120 s后以5 K·s-1的速率冷卻到變形溫度,保溫60 s后進(jìn)行應(yīng)變速率為0.1 s-1的拉伸試驗(yàn),變形溫度分別為1 223(僅作形貌對(duì)照),1 273,1 373 K,拉伸斷裂后水冷。在拉伸斷口處截取金相試樣,經(jīng)鑲嵌、研磨、拋光、沖洗、烘干、飽和苦味酸腐蝕后,采用DM4M/DMC4500型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。

圖1 鑄態(tài)42CrMo鋼顯微組織Fig.1 Microstructure of as-cast 42CrMo steel

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Size of tensile sample

1.2 缺口試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

由圖3可知:在更高溫度下拉伸時(shí)缺口試樣流變應(yīng)力更小,與文獻(xiàn)[19]相符,這是因?yàn)闇囟忍嵘龃罅嗽訑U(kuò)散熱驅(qū)動(dòng)力,激發(fā)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,產(chǎn)生的軟化作用抵消了加工硬化作用并占據(jù)主導(dǎo)地位,使得流變應(yīng)力減小;隨著缺口半徑減小,試樣的流變應(yīng)力和峰值應(yīng)力增加,這是因?yàn)槿笨诎霃皆叫?對(duì)試樣塑性變形的約束能力越強(qiáng),產(chǎn)生塑性變形需要的應(yīng)力越大;此外,隨著缺口半徑減小,應(yīng)力在變形后期的減小速率越大,試樣的斷裂應(yīng)變?cè)叫?這是因?yàn)槿笨谠郊怃J,應(yīng)力集中越顯著,材料內(nèi)部越容易發(fā)生損傷斷裂,因此斷裂應(yīng)變?cè)叫?。由圖4可見(jiàn),拉伸試樣在缺口處斷裂,斷口處發(fā)生了頸縮。這是因?yàn)樵跓崂煸囼?yàn)中,當(dāng)應(yīng)力超過(guò)材料屈服強(qiáng)度時(shí),由材料加工硬化行為導(dǎo)致的強(qiáng)度增加無(wú)法抵消缺口的收縮效應(yīng),最終在缺口處發(fā)生頸縮,產(chǎn)生微裂紋,微裂紋聚集導(dǎo)致宏觀斷裂。

圖3 不同溫度下不同缺口半徑試樣的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.3 True stress-ture strain curves of specimens with different notch radiuses at different temperatures

圖4 拉伸斷裂試樣宏觀形貌Fig.4 Macromorphology of tensile fracture samples

2 應(yīng)力三軸度獲取方法

2.1 光滑試樣在拉伸過(guò)程中的應(yīng)力三軸度

應(yīng)力三軸度是最常見(jiàn)的內(nèi)部應(yīng)力狀態(tài)參數(shù),用于表征金屬材料內(nèi)部復(fù)雜應(yīng)力狀況下的應(yīng)力情況,計(jì)算公式如下:

(1)

建立鑄態(tài)42CrMo鋼熱拉伸試驗(yàn)光滑試樣的1/2有限元模型,如圖5所示,模擬拉伸時(shí)本構(gòu)方程采用考慮應(yīng)變補(bǔ)償?shù)谋緲?gòu)模型[19],網(wǎng)格模型采用四面體單元,模型共計(jì)5 800個(gè)單元,對(duì)試樣中部變形區(qū)域做網(wǎng)格加密處理,光滑試樣與拉伸模具之間的摩擦因數(shù)為0.7,傳熱系數(shù)為5 W·m-2·K-1,與環(huán)境之間的傳熱系數(shù)為0.02 W·m-2·K-1。由圖6可見(jiàn),光滑試樣的應(yīng)力三軸度最大值Rσmax出現(xiàn)在試樣最小橫截面的圓心位置,距離該位置越遠(yuǎn),應(yīng)力三軸度越小。

圖5 光滑試樣拉伸斷裂前后的有限元模型Fig.5 Finite element model of smooth sample before and after tensile fracture

圖6 模擬得到溫度1373 K下光滑試樣頸縮處最小截面半徑為2.5 mm時(shí)的應(yīng)力三軸度分布Fig.6 Simulation stress triaxial distribution on necking of smooth sample under 1373 K when mininum cross-section radius is 2.5 mm

模擬可得光滑試樣在標(biāo)距內(nèi)發(fā)生頸縮,該區(qū)域內(nèi)的應(yīng)力三軸度發(fā)生變化?？梢詫⒃搮^(qū)域劃分,并確定其相應(yīng)的應(yīng)力三軸度值,從而得到應(yīng)力三軸度變化規(guī)律。試樣頸縮示意見(jiàn)圖7,其中a表示頸縮處最小橫截面半徑,r表示到橫截面中心的距離,R表示最小橫截面的缺口半徑。取r分別為0,a/2,a時(shí)分析,由圖8可知:應(yīng)力三軸度隨著r值的增大而減小,隨應(yīng)變的增加而增大;r為0時(shí)應(yīng)力三軸度最大,即光滑試樣最小橫截面圓心部位的應(yīng)力三軸度最大,該位置應(yīng)力三軸度隨應(yīng)變?cè)黾佣龇^大,致使損傷演變行為加速[10],因此光滑試樣在拉伸過(guò)程中首先于拉伸試樣最小橫截面的圓心部位萌生空洞;當(dāng)r為a時(shí),即在試樣頸縮部位的外表面處,應(yīng)力三軸度增幅較小,說(shuō)明表面應(yīng)力三軸度在整個(gè)變形過(guò)程中變化較小。

圖7 頸縮示意Fig.7 Schematic of necking

圖8 模擬得到1 373 K下距橫截面中心不同距離處光滑試樣應(yīng)力三軸度與應(yīng)變關(guān)系曲線Fig.8 Simulation relationship curves of stress triaxiality vs strain of smooth samples at different distances from cross section center under 1 373 K

2.2 缺口試樣在拉伸過(guò)程中的應(yīng)力三軸度

拉伸斷裂前后不同缺口半徑缺口試樣有限元模型如圖9所示,模擬尺寸與試驗(yàn)用缺口試樣尺寸保持一致,其他參數(shù)不變。由圖10可知:R分別為0.5,1.0,2.0,4.0 mm時(shí),缺口試樣拉伸開(kāi)始的Rσmax分別出現(xiàn)在距試樣最小橫截面圓心約2.0,1.5,0,0 mm處。

圖9 1 373 K下拉伸斷裂前后不同缺口半徑試樣的有限元模型Fig.9 Finite element models of notch samples with different notch radiuses before and after tensile fracture under 1 373 K

采用有限元模擬不同缺口半徑試樣拉伸開(kāi)始、出現(xiàn)峰值應(yīng)變、拉伸斷裂時(shí)距圓心0,0.25a,0.50a,0.75a及a處的應(yīng)力三軸度,結(jié)果如圖11所示?？芍?dāng)R為0.5 mm時(shí),Rσmax在拉伸變形中出現(xiàn)的位置是持續(xù)變化的,隨著拉伸過(guò)程進(jìn)行,應(yīng)力三軸度最大值位置由距圓心0.75a處向圓心方向移動(dòng),拉伸斷裂時(shí)圓心處的應(yīng)力三軸度最大;當(dāng)R為1.0 mm時(shí),應(yīng)力三軸度最大值位置的變化與R為0.5 mm的相似,不同之處在于其拉伸初始時(shí)的最大值位于距圓心0.5a處;當(dāng)R為2.0,4.0 mm時(shí),整個(gè)拉伸過(guò)程中試樣最小橫截面圓心部位的應(yīng)力三軸度均最大;隨著缺口半徑增加,試樣內(nèi)部應(yīng)力三軸度值總體呈降低趨勢(shì)。因此,在鑄態(tài)42CrMo鋼熱變形中,要充分考慮材料各部分應(yīng)力狀態(tài)的變化對(duì)損傷斷裂的影響,通過(guò)改變熱變形工藝參數(shù)來(lái)調(diào)整應(yīng)力狀態(tài)的變化。

圖11 模擬得到1 373 K下不同缺口半徑試樣在拉伸不同時(shí)刻下的應(yīng)力三軸度分布Fig.11 Simulation stress triaxiality distribution at different tensile moments of notch samples with different notch radiuses under 1 373 K

3 基于應(yīng)力三軸度的高溫拉伸斷裂行為分析

結(jié)合上文可知,試驗(yàn)鋼的高溫?cái)嗔褢?yīng)變明顯依賴于應(yīng)力三軸度,當(dāng)缺口半徑由4.0 mm減小至0.5 mm,應(yīng)力三軸度增大,斷裂應(yīng)變減小。這是因?yàn)樵嚇尤笨谔幋嬖趹?yīng)力集中,缺口根部材料變形能力被約束,缺口半徑越小,約束塑性變形的能力越強(qiáng),損傷斷裂越容易發(fā)生,斷裂應(yīng)變?cè)叫　?/p>

由圖12可見(jiàn):拉伸試驗(yàn)溫度越高,缺口試樣拉伸斷口處的平均晶粒尺寸越大,符合溫度對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為影響的普遍規(guī)律;較小缺口半徑下的平均晶粒尺寸也較小,這是因?yàn)槿笨诎霃叫?應(yīng)力三軸度大,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力增大,再結(jié)晶晶粒形核率高,產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒數(shù)目多,晶粒尺寸相對(duì)較小;試樣拉伸斷口處出現(xiàn)很多尺寸不一的微空洞,并沿拉伸方向拉長(zhǎng),空洞相互連接生長(zhǎng),應(yīng)力至臨界狀態(tài)后產(chǎn)生微裂紋,微裂紋擴(kuò)展聚集導(dǎo)致宏觀斷裂;較小缺口半徑下斷口上的空洞尺寸及面積分?jǐn)?shù)較大,這是因?yàn)楫?dāng)應(yīng)力三軸度較大時(shí),正應(yīng)力分量較大,導(dǎo)致微空洞形核、長(zhǎng)大、聚合的速度較大[20],加上此時(shí)缺口根部材料變形能力受到的約束作用較強(qiáng),阻礙了其塑性變形,且應(yīng)力三軸度較大時(shí)缺口部位應(yīng)變速率較大,提高了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變,使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶較遲發(fā)生、無(wú)法充分進(jìn)行,導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)空洞萌生、長(zhǎng)大及聚合的阻礙作用變小[21-24],最終在拉伸斷口出現(xiàn)尺寸及面積分?jǐn)?shù)較大的空洞。因此,在鑄態(tài)42CrMo鋼高溫拉伸過(guò)程中要盡量降低應(yīng)力三軸度,以便降低高溫拉伸變形過(guò)程中空洞的生長(zhǎng)、減緩材料變形中的損傷。

圖12 不同溫度下不同缺口半徑試樣拉伸斷口處截面的顯微組織Fig.12 Cross-section microstructure of fracture of notch samples with different notch radius under different temperatures

4 結(jié) 論

(1)較高溫度拉伸時(shí)缺口試樣流變應(yīng)力較小;隨著缺口半徑減小,缺口試樣拉伸時(shí)流變應(yīng)力和峰值應(yīng)力增加,變形后期的應(yīng)力減小速率增大,斷裂應(yīng)變減小。

(2)光滑試樣的應(yīng)力三軸度最大值出現(xiàn)在其最小橫截面的圓心位置。缺口半徑為0.5,1.0 mm時(shí),拉伸過(guò)程中應(yīng)力三軸度最大值從近表面向最小橫截面圓心轉(zhuǎn)移;當(dāng)R為2.0,4.0 mm時(shí),在整個(gè)拉伸過(guò)程中最小橫截面圓心部位應(yīng)力三軸度均最大;隨著缺口半徑增加,應(yīng)力三軸度總體逐漸降低。

(3)較高溫度下拉伸斷裂后試樣斷口處平均晶粒尺寸較大;較大缺口半徑下的平均晶粒尺寸也較大;斷口處出現(xiàn)沿拉伸方向被拉長(zhǎng)尺寸不一的微空洞,且缺口半徑越小空洞尺寸及面積分?jǐn)?shù)越大。