多组元Fe-W-B合金本构方程及热加工图的研究

万俊杉,刘 颖,陈康为,刘 畅,李 军

(1.四川大学 材料科学与工程学院, 四川 成都 610065;2.四川大学 先进特种材料教育部重点实验室,四川 成都 610065)

随着我国工业化进程的飞速发展,大量金属材料因磨损和断裂而发生失效。因此提升金属材料的耐磨性、力学性能等性能对延长构件和设备的服役寿命起到关键的作用[1]。在钢铁耐磨材料领域,已发现的耐磨硬质相主要有碳化物和硼化物两种。近年来,Fe-W-B系三元硼化物材料在硬质、耐磨材料领域受到了科研人员的广泛关注[2, 3]。李程等人[4]采用放电等离子烧结得到的FeWB块体,硬度高达90.4HRA,与硬质合金相当。王佳峰[5]等人采用SPS烧结法,以Fe、W和Fe-B粉末为原料,成功在Q235表面制备出FeWB涂层,涂层显微硬度超700HV。因此,将FeWB作为硬质第二相与塑性金属基体复合而成的材料,在耐磨领域有着极为广泛的应用前景。

以FeWB为硬质相的多组元Fe-W-B合金[6],因具备多组元合金的高熵效应和“鸡尾酒”效应而拥有较好的力学性能且耐磨性好,有望实现高硼钢的强韧结合,为制备高性能高硼耐磨合金提供了解决思路与思考方向。但由于硼在铁中的固溶度低,加入过多硼会导致硼化物沿晶界呈网状析出,破坏塑性基体连续性严重影响高硼钢的力学性能[7]。目前,锻造作为改善析出相分布的有效手段已被用于钢铁材料,如破碎白口铸铁中的网状共晶碳化物[8]。因此,锻造也可用来破碎高硼合金中的网状硼化物。但目前很少有文献对铸造高硼合金热变形行为进行研究。为获得优质锻件,避免锻造温度、锻造变形量选择不当导致锻件开裂,锻前十分有必要利用热变形模拟确定高硼钢热加工窗口。

因此,本文研究了多组元Fe-W-B合金在不同变形温度(800℃～1150℃)和应变速率下(0.01～10s-1)的应力流变曲线;同时基于Arrhenius方程,构建了描述材料高温流变特性下的本构方程;依据动态材料模型绘制了合金热加工图。根据合金热加工图进一步制定了热加工工艺并对多组元Fe-W-B合金进行锻造。锻后,硼化物呈颗粒状或短棒状存在于基体中,并且合金力学性能大幅提升。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

研究所用多组元Fe-W-B合金采用真空感应熔炼法制备。合金中W与B原子比为1:1,W+B=12.4%(at.%)。另外加入V、Cr、Mn和Ni,添加量分别为1.24%(at.%)。待测试多组元Fe-W-B合金试样经过线切割、车削等工序加工成圆柱形压缩试样,尺寸为φ8×12 mm。

1.2 实验方法

利用Geeble-3500 热模拟试验机对合金进行等温单向压缩变形实验。工艺路线如图1所示:首先将试样以5 ℃/s的升温速率加热到设定变形温度,然后保温300 s,以保证试样内外温度达到一致。然后在此变形温度下以设定的应变速率对试样进行等温单向压缩变形。热变形温度范围为800 ℃～1150 ℃,应变速率为0.01 s-1～10 s-1,试样压缩变形的最大总压下量为30%(即最大真应变量达到0.356 7),压缩变形结束后立即对变形试样进行空冷。

利用C41型锻造机对多组元Fe-W-B合金热加工。依据GB/T228-2010《金属材料·室温拉伸试验方法》和GB/T229-2020《金属材料·夏比摆锤冲击试验方法》对锻造前后的合金进行力学性能测试[9,10]。每组试验为3根样条,文中结果均为平均值。采用JEOLJSM-7900F型场发射扫描电子显微镜(Field Emission Scanning Electron Microscope, FSEM)来观察多组元Fe-W-B合金的组织、形貌及EBSD检测。使用Channel 5.0 软件分析EBSD数据。在EBSD分析中,取向角小于2°的晶粒称为变形晶粒;取向角大于15°的晶粒称为再结晶晶粒;亚结构晶粒的取向差角范围为2°～15°[11]。

2 实验结果与讨论

2.1 多组元Fe-W-B合金的流变行为分析

图2为多组元Fe-W-B合金在不同变形温度和应变速率下的真应力-应变曲线。可以看出,多组元Fe-W-B合金的真应力-应变曲线,包括了动态回复型曲线和动态再结晶型曲线两种类型。在较低应变速率下的真应力-应变曲线表现出动态再结晶型曲线特征,即曲线出现单峰值现象,如图2(a～b),对应应变速率分别为0.01s-1、0.1s-1。这是因为当合金内部动态再结晶发生后,应变速率越低,试样有效变形时间就越长,则动态再结晶进行得就越完全。另外,变形温度越高,原子热运动越剧烈晶界迁移速率越快,动态再结晶就越容易发生。因此,当合金处于高温低应变速率的变形条件时,多组元Fe-W-B合金的真应力-应变曲线表现为动态再结晶型曲线。当应变速率提升至1s-1后,多组元Fe-W-B合金的真应力-应变曲线属于动态回复型曲线,如图2(c)所示。随真应变增加,流变应力几乎不发生变化,且不出现新的峰值应力,没有典型的单峰值现象。这是因为变形过程中位错发生滑移或攀移,与异号位错相抵消,使动态软化作用与加工硬化作用相当,达到动态平衡。当应变速率提升至10s-1后,多组元Fe-W-B合金的真应力-应变曲线,重新表现出动态再结晶特征,即达到峰值应力后,动态再结晶的软化机制占据主导作用,使得应力值降低。

图3为多组元Fe-W-B合金在不同变形温度及应变率下的三维峰值应力图。该图表明,在一定的变形温度条件下,随着应变速率降低,流变应力随之降低。在其它变形温度下也可以观察到类似现象。这是因为动态软化机制在低应变率下要比在高应变率下有更充足的时间发挥作用。因此,在热变形过程中,流变应力随应变速率的降低而减小;而在一定的应变率条件下,峰值应力则会随变形温度的升高而减小。因为随着变形温度的升高,原子热运动加剧．原子间结合力减弱,并且变形过程中金属的内摩擦有所降低,进而导致了变形过程中峰值应力的降低。因此,流变应力表现出随着应变速率的降低和变形温度的升高而减小。

2.2 多组元Fe-W-B合金的本构方程

针对多组元Fe-W-B合金,采用基于峰值应力的Arrhenius型唯象本构方程建立其热压缩过程的本构方程:

(1)

(2)

(3)

为了得到上述方程中的待定常数,将等式(1)～(3)两边分别取自然对数然后经整理得到等式(4)～(6):

(4)

(5)

(6)

图4 多组元Fe-W-B流变应力与热变形参数关系曲线

(7)

令S=Q/nR,S为4(d)lnsinh(ασp)-1/T图中直线斜率,通过线性回归后可得S的平均值为15649.3。又因为Q=nRS,则Q=580420.8 J/mol。

Zener和 Hol1omo提出了Zener-Hollomon参数(Z参数)反映等温压缩过程中应变率和变形温度对流变行为的综合作用,表达式如下:

(8)

对等式(8)两边取自然对数得到等式(9):

lnZ=nln[sinh(ασp)]+lnA

(9)

lnZ与ln[sinh(ασp)]的线性关系如图5所示,相关系数R=0.9687,具有较强的线性相关性,其中 1nA为lnZ—ln[sinh(ασp)]图中直线的截距。综上,Arrhenius型本构方程中的材料常数和激活能数值列于表1。则多组元Fe-W-B合金基于峰值应力的Arrhenius型本构方程表达式如等式(10)所示:

表1 α、n、Q和A的值

图5 lnZ与ln[sinh(ασp)]的对数函数关系图

(10)

将等式(3)与等式(8)联立,整理后可得等式(11)。等式(11)用来计算不同变形温度及应变速率下的峰值应力:

(11)

将材料常数代入等式(11)后得等式(12),为验证所建立的多组元Fe-W-B合金基于峰值应力的Arrhenius 型本构方程准确性,将不同变形温度及应变速率下所对应的Z参数代入等式(12)获得不同变形条件下所对应的峰值流变应力的计算值。图6为不同变形温度及应变速率下所对应的峰值流变应力实验值与计算值的比较结果,可看出峰值应力的计算值与实验值之间线性关系好,相关系数R的值为0.9628。因此,所建立的本构方程可以为该合金峰值流变应力的预测提供可靠的理论基础。

图6 不同变形条件下的流变应力实验值与计算值的对比

(12)

为了能够更加准确地评估基于峰值应力的Arrhenius本构方程的预测能力,还利用了相关系数(R)和平均绝对相对误差(AARE)来进一步评估所建立本构方程的预测能力,R和AARE的计算公式如式(13)、(14)可知:

(13)

(14)

2.3 多组元Fe-W-B合金的热加工图

图7为采用动态材料模型(Dynamic Materials Model, DMM)绘制的多组元Fe-W-B合金在变形温度为800 ℃～1150 ℃,应变速率为0.01 s-1～10 s-1,应变0.1和0.3的功率耗散图。从图7(a)和(b)可看出,η(功率耗散值)的最大值随应变的增加而增大。这是因为应变增加将会延长动态再结晶(DRX)过程,而动态再结晶的发生会导致热变形过程中微观组织演变所消耗能量的比例增加,即η增加。一般情况下η越大,所对应的热加工参数越有利于金属的热加工。对比不同变形量的功率耗散图还可知,最大η值会随着应变的增加在发生变化。如图7(a),应变为0.1时,最大η值在变形温度1000 ℃～1100 ℃和应变速率0.01 s-1～0.1 s-1(区域I)、变形温度1100 ℃～1150 ℃和应变速率1 s-1～10 s-1(区域Ⅱ)所包含的范围内;当应变增加值0.3时,最大η值变更为变形温度1050 ℃～1150 ℃和应变速率0.01 s-1～0.1 s-1(区域Ⅲ)、变形温度1050 ℃～1150 ℃和应变速率1 s-1～10 s-1(区域Ⅳ)所包含的范围内。这种变化趋势表明随着应变的增大,高变形温度和高变形速率有利于显微组织的重建[14]。

(a)ε=0.1;(b) ε=0.3图7 多组元Fe-W-B合金在不同应变下的功率耗散图

将失稳图与功率耗散图叠加得到多组元Fe-W-B合金的热加工图,如图8所示。图8(a～b)分别代表多组元Fe-W-B合金在应变为0.1、0.3时的热加工图。对比图8(a)与(b)可看出,随应变量增大,失稳区域(阴影部分)从高温高应变速率区向低温高应变速率发展,并且失稳区域不断变大,表明随着变形程度增加多组元Fe-W-B合金的加工安全窗口逐渐减小。当应变为0.3时,失稳区出现在800 ℃～1060 ℃和0.01 s-1～0.32 s-1以及1100 ℃～1150 ℃和0.03 s-1～1.78 s-1的热加工参数范围内。此时多组元Fe-W-B合金的加工安全区可以被分为两个区域:区域A发生在0.32 s-1～10 s-1的应变速率和800 ℃～1050 ℃的变形温度范围内,该区域功耗效率较低(9%～15%),表明此时合金主要发生加工硬化和动态回复;区域B发生在1 s-1～10 s-1的应变速率和1050 ℃～1150 ℃的变形温度范围内,该区域具有较高的功耗效率(21%～30%),表明此时合金主要发生动态回复和动态再结晶。

(a)ε=0.1;(b) ε=0.3图8 多组元Fe-W-B合金在不同应变下的热加工图

2.4 热变形前后合金微观结构及力学性能对比

图9为多组元Fe-W-B合金在10 s-1的应变速率下,分别以900 ℃和1100 ℃等温压缩后的回复再结晶分布图,其中图9(a)(900 ℃～10 s-1)位于热加工图中区域A和图9(b)( 1100 ℃～10 s-1)位于区域B。由该图9可看出,合金在经过900 ℃～10 s-1变形条件变形后,大部分基体晶粒处于变形阶段,并且随着变形温度增加变形晶粒逐渐发生动态回复和动态再结晶。因为在热加工过程中,动态回复和动态再结晶的软化机制能改善工件加工性能并且动态再结晶还能细化晶粒。由此得出多组元Fe-W-B合金的最佳热加工参数在1050 ℃～1150 ℃和1 s-1～10 s-1的变形参数范围内。

图10为多组元Fe-W-B合金依据热加工图所确定的最佳热加工参数锻造前后的微观形貌对比图。可以看出锻造有效破碎了原铸态多组元Fe-W-B合金中的网状硼化物,并且使其弥散分布在基体中。表2为多组元Fe-W-B合金的力学性能,可发现锻后合金的综合力学性能大幅提升。其主要原因在于锻造后网状硼化物破碎,呈颗粒状或短棒状分布在基体中,消除了网状硼化物对基体的割裂作用,恢复了基体的连续性。

3 结论

(1)通过高温热压缩实验, 研究了多组元Fe-W-B合金在温度为800 ℃～1150 ℃、应变速率为0.01 s～10 s-1的范围内的变形特性。结果表明,在较低应变速率和较高变形温度下多组元Fe-W-B合金热变形行为表现出动态再结晶特征。

(2)根据真应力-应变曲线,结合Arrhenius等式计算得到了多组元Fe-W-B合金基于峰值应力的本构关系并计算了多组元Fe-W-B合金的激活能Q= 580420.8 J/mol。根据实验结果和预测结果可知,所构建的本构方程对多组元Fe-W-B流变应力均较高的预测能力。本构方程如下:

(3)利用真应力-应变曲线建立的多组元Fe-W-B合金热加工图表明,合金的流动失稳区位于800 ℃～1060 ℃和0.01 s-1～0.32 s-1以及1100 ℃～1150 ℃和0.03 s-1～1.78 s-1的热加工参数范围内,其最优变形区间为:1050 ℃～1150 ℃和1 s-1～10 s-1。

(4)依据热加工图进行锻造后,合金中呈网状分布的硼化物被有效破碎,合金力学性能大幅提升。