肖志玲，劉百宣，孫紅星，2，劉　華

(1 鄭州機(jī)械研究所，鄭州 450001；2 西安交通大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，西安 710049)

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高強(qiáng)鋼20MnTiB多工位冷鐓變形行為

肖志玲1，劉百宣1，孫紅星1，2，劉華1

(1 鄭州機(jī)械研究所，鄭州 450001；2 西安交通大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，西安 710049)

通過(guò)對(duì)高強(qiáng)螺栓多工位冷鐓變形分區(qū)的金屬流動(dòng)、顯微組織、力學(xué)性能及其變化規(guī)律進(jìn)行分析，并采用Deform-3D數(shù)值模擬和實(shí)際產(chǎn)品成形相結(jié)合的方法，來(lái)研究高強(qiáng)材料的多工位冷鐓變形行為。結(jié)果表明：多工位冷鐓變形屬于低動(dòng)態(tài)變形；大、小變形區(qū)的宏觀流線(xiàn)和顯微組織有明顯的“遺留性”，而難變形區(qū)由于高強(qiáng)材料的“包辛格效應(yīng)”，鐵素體由拉長(zhǎng)的晶粒變成等軸晶粒，而珠光體的帶狀消失，組織“遺留性”最差；通過(guò)低動(dòng)態(tài)多工位冷鐓變形，20MnTiB高強(qiáng)鋼微觀組織中鐵素體和珠光體均發(fā)生了形變強(qiáng)化，且硬度值的增幅相近。

高強(qiáng)金屬材料; 變形分區(qū); 遺留性;形變強(qiáng)化

高強(qiáng)度冷鐓用鋼20MnTiB具有較好的冷鐓性能和較高的強(qiáng)度和淬透性[1]，其線(xiàn)材主要用于生產(chǎn)大變形的高強(qiáng)度螺栓。多數(shù)高強(qiáng)螺栓是通過(guò)多工位冷鐓成形技術(shù)生產(chǎn)制備，該技術(shù)是將大變形量和復(fù)雜變形的零件分成三到六工位進(jìn)行鐓鍛成形，且多工位在同一臺(tái)冷鐓機(jī)上通過(guò)機(jī)械手夾鉗傳遞實(shí)現(xiàn)同步生產(chǎn)，使多工位冷鐓件的生產(chǎn)具備成形速度快、質(zhì)量高等特性(每分鐘生產(chǎn)的冷鐓件在60～200件)，滿(mǎn)足了市場(chǎng)對(duì)外形復(fù)雜、高質(zhì)、高精的冷鐓件需求[2]，是螺栓、螺母等緊固件和小型異型件的重要成形技術(shù)。近年來(lái)，學(xué)者對(duì)冷成形技術(shù)的研究主要集中在單工序冷變形+熱處理后的回復(fù)和再結(jié)晶組織細(xì)化[3-5]、形變誘導(dǎo)相變[6]、奧氏體合金鋼中的孿晶誘發(fā)塑性[7]等，且大多討論的是較低速率冷鍛、冷擠壓技術(shù)[8,9]、多向鍛造[10,11]技術(shù)等方面的成形特點(diǎn)，而對(duì)成形速率較快、室溫條件下變形的多工位冷鐓變形研究的甚少，國(guó)外主要是變形工藝過(guò)程的探討[12,13]，本工作通過(guò)分析多工位冷鐓變形后的組織性能的變化規(guī)律，把20MnTiB高強(qiáng)螺栓的宏觀現(xiàn)象與其微觀本質(zhì)聯(lián)系起來(lái)，以便了解冷鐓成形的微觀機(jī)理和鍛件的內(nèi)在質(zhì)量，為提高螺栓綜合性能及多工位冷鐓成形工藝的研究提供依據(jù)。

1　實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬條件

1.1實(shí)驗(yàn)材料及試樣的制備

實(shí)驗(yàn)材料及樣品是由寧波思進(jìn)機(jī)械有限公司提供的20MnTiB高強(qiáng)螺栓冷鐓件及其同批次的冷鐓鋼盤(pán)條毛坯，經(jīng)斯派克直讀光譜儀AL3460測(cè)得材料的成分如下表1。

表1　20MnTiB鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

高強(qiáng)螺栓由多工位冷鐓成形機(jī)生產(chǎn)制備，各個(gè)工步是在輔助夾鉗的傳遞下同時(shí)成形，其多工位冷鐓成形工藝如圖1所示，包含剪切棒料、減徑和鐓頭、二次鐓頭、三次墩頭、擠壓齒形。

圖1　螺栓多工位冷鐓工藝簡(jiǎn)圖Fig.1　The cold forging process of high strength bolt

由于螺栓頭部變形較復(fù)雜最能體現(xiàn)材料冷鐓變形性能，故選擇螺栓頭部進(jìn)行冷鐓成形組織性能的研究，將螺栓頭部沿軸心切取1/4，經(jīng)研磨、拋光后在4%硝酸酒精溶液中腐蝕后備樣觀察微觀組織。顯微組織觀察和硬度測(cè)試，結(jié)束后再?gòu)脑嚇拥牟煌謪^(qū)切取φ6mm×2mm的薄片制備X射線(xiàn)衍射試樣。

1.2實(shí)驗(yàn)設(shè)備

在Leica光學(xué)顯微鏡和S-4800型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察不同區(qū)域的微觀組織特征。在MH-3 型顯微硬度計(jì)設(shè)置載荷為300 g，加載時(shí)間為10 s，卸載時(shí)間為5 s，在每個(gè)分區(qū)中分別選擇鐵素體珠光體組織測(cè)量試樣的顯微硬度并觀察壓痕的變化情況。采用MAX2200V PCD的X射線(xiàn)衍射儀，對(duì)不同區(qū)域進(jìn)行組成相變化的X射線(xiàn)衍射分析。

1.3數(shù)值模擬條件

采用Solidworks為不同工位建模，并用Deform-3D軟件對(duì)上述螺栓的多工位冷鐓成形工藝進(jìn)行連續(xù)的數(shù)值模擬，最終取其螺栓頭部區(qū)域進(jìn)行應(yīng)力應(yīng)變?cè)茍D分析，應(yīng)變速率、冷鐓典型變形分區(qū)點(diǎn)的跟蹤分析等。

2　結(jié)果與分析

2.1多工位冷鐓成形應(yīng)變率的確定

應(yīng)變率是應(yīng)變隨時(shí)間的變化規(guī)律，金屬材料在動(dòng)載荷下的力學(xué)性能與靜載荷下的力學(xué)性能不同，使應(yīng)變率成為影響金屬流動(dòng)變形的一重要參數(shù)。根據(jù)應(yīng)變率的范圍不同，將變形分為高速撞擊(≥104s-1)、高動(dòng)態(tài)變形(102～104s-1)、低動(dòng)態(tài)變形(10-1～10s-1)、準(zhǔn)靜態(tài)變形(10-6～10-1s-1)、蠕變和應(yīng)力松弛(≤10-6s-1)等。

由于冷鐓機(jī)是由臥式曲柄壓力機(jī)發(fā)展而來(lái)，故滑塊的位移是由公式(1)計(jì)算得出

(1)

式中：R為曲柄半徑，α為曲柄轉(zhuǎn)角，λ為連桿系數(shù)(一般取值0.1～0.2)。根據(jù)位移S和曲柄的轉(zhuǎn)動(dòng)角α可推導(dǎo)出滑塊的瞬時(shí)速率簡(jiǎn)化公式(2)[14]，其中w為角速度。

(2)

又因應(yīng)變速率是應(yīng)變與時(shí)間的比值，見(jiàn)公式(3)

(3)

2.2多工位冷鐓成形的遺留性

由于多工位冷鐓成形速度相對(duì)較快，在高速多次冷鐓的工況下，坯料(軋制態(tài))原始宏觀流線(xiàn)和微觀晶粒的形狀、尺寸及排布來(lái)不及與坯料的快速變形協(xié)同變化而不同程度地保留了原坯料宏觀與微觀性能，使得該區(qū)域具有一定的特性，即多工位冷鐓成形的“遺留性”。

2.2.1宏觀流線(xiàn)的遺留性

螺栓頭部的截取如圖3所示：在快速冷鐓變形過(guò)程中，螺栓頭部出現(xiàn)了與低速平跕鐓粗相似的變形分區(qū)：難變形Ⅰ區(qū)、大變形Ⅱ與Ⅲ區(qū)、小變形Ⅳ區(qū)。從螺栓成形過(guò)程可知，螺栓頭部經(jīng)過(guò)三次冷鐓變形，受到三組沖模與坯料之間的摩擦力和模具約束力的影響[16]，在冷鐓力下難變形Ⅰ區(qū)的最大主應(yīng)力方向下，加上快速鐓粗高度上的瞬時(shí)縮短，使該區(qū)域的打破坯料軋制時(shí)的交替流線(xiàn)，又因此處的金屬應(yīng)變值小(圖3(a))沒(méi)有形成新的加工流線(xiàn)，從圖3(b)可以看出無(wú)明顯流線(xiàn)的暗色區(qū)域；大變形Ⅱ與Ⅲ區(qū)受到的各向阻力較小，金屬處于有利變形的三向應(yīng)力狀態(tài)，該區(qū)域的金屬向阻力最小的沖模與凹模的間隙流動(dòng)，形成外鼓的螺栓頭部輪廓，還可以看出連續(xù)的交替弧狀加工流線(xiàn)[17](圖3c)；小變形Ⅳ區(qū)，保留了棒料軋制表層小間距交替流線(xiàn)如圖3(c)，因該區(qū)域處于棒料表層在原始棒料熱軋及冷卻過(guò)程該表層變形大、冷卻速度快、形核率較高組織細(xì)小[18]?？梢?jiàn)多工冷鐓成形技術(shù)與其他冷成形技術(shù)一樣，在鐓鍛完成后鍛件有連續(xù)的加工流線(xiàn)和不同變形分區(qū)，但由于冷鐓時(shí)坯料受力方向(壓力)與軋制時(shí)原棒料的受力方向(拉力)相反，在快速多工位冷鐓變形后不同的變形分區(qū)對(duì)原軋制態(tài)的加工流線(xiàn)的保留程度即“遺留性”不同，小變形區(qū)的“遺留性”最強(qiáng)，難變形區(qū)的宏觀“遺留性”最差。

圖2　三次鐓頭跟蹤不同點(diǎn)的應(yīng)變率變化　(a)第一次鐓頭;(b)第二次鐓頭;(c)第三次鐓頭Fig.2　Strain rate of point tracking under three-stage cold forging (a)the first-stage forging head；(b)the second-stage forging head；(b)the third-stage forging head

2.2.2微觀組織的遺留性

多工位冷鐓變形前后的微觀組織變化較大，圖4是冷鐓變形前的圓棒料沿著扎制方向切開(kāi)后不同部位的組織圖，可以看出從中心到棒料表層，黑色的珠光體帶逐漸變細(xì)，白色鐵素體晶粒也隨著帶狀變化而不斷細(xì)化[19]，圖4(c)中可以看出細(xì)晶的表層出現(xiàn)了低溫轉(zhuǎn)變的碳化物。圖5是冷鐓變形后不同變形分區(qū)的組織圖，由于金相顯微鏡和掃描電鏡兩種設(shè)備的成像原理不同，兩種照片中珠光體與鐵素體的顏色有差異，圖5(b-1)中白色是珠光體(P)，灰色是鐵素體(F)。圖5(a-1)與原始組織相比(圖4)，可看出難變形Ⅰ區(qū)組織變化顯著，交替的長(zhǎng)帶狀組織被打散，由于高強(qiáng)鋼在扎制與鐓粗的受力反向而產(chǎn)生的“包辛格效應(yīng)”[20]，使反向變形時(shí)的位錯(cuò)阻力小于繼續(xù)正向變形時(shí)的位錯(cuò)阻力，鐵素體晶粒內(nèi)位錯(cuò)的大量遷移促使晶界滑移由原拉長(zhǎng)晶變成等軸晶，珠光體側(cè)隨著鐵素體晶界的滑移而成網(wǎng)狀分布在鐵素體晶界處，均沒(méi)有明顯的方向性。在劇烈變形的Ⅱ區(qū)和 Ⅲ區(qū)內(nèi)形成纖維狀的鐵素體和顆粒狀的珠光體組織(圖5(a-2),(a-3))，但總體分布依舊可以看出原始帶狀組織排布，由此可見(jiàn)大變形區(qū)具有一定的組織“遺留性”。由于鐵素體的軟韌性，在較大的冷鐓力的沖擊作用下鐵素體晶界沿著最小阻力的方向遷移，形成縱向的纖維組織[21]，難以辨別出晶粒的晶界。而珠光體是硬脆性[22]，在沖擊波作用下主要以彎曲扭折( 圖5(b-2),(b-3)) 和斷裂的方式來(lái)協(xié)調(diào)鐵素體基體的變形，最終形成團(tuán)絮狀和顆粒狀，最小珠光體粒尺寸有6μm。小變形區(qū)是細(xì)小條紋狀組織如圖5(a-4)，表現(xiàn)了明顯的組織遺留性細(xì)小的鐵素體和珠光體帶。晶粒細(xì)小，晶粒內(nèi)部和晶界附近的應(yīng)變度相差較小，變形比較均勻[24]，即使處在兩拉一壓的應(yīng)力狀態(tài)下，也沒(méi)有產(chǎn)生應(yīng)力集中引起的裂紋，可從圖3中看出高強(qiáng)螺栓的頭部成型完好，沒(méi)有造成冷鐓加工時(shí)開(kāi)裂現(xiàn)象。

圖5　不同變形分區(qū)的OM(a)和SEM(b)圖像 (1)Ⅰ區(qū)；(2)Ⅱ區(qū)；(3)Ⅲ區(qū)；(4)Ⅳ區(qū)Fig.5　OM(a)and SEM(b)micrographs of different deformation areas (1)Ⅰarea；(2)Ⅱarea；(3)Ⅲ area；(4)Ⅳarea

2.3絕熱效應(yīng)

塑性變形過(guò)程中產(chǎn)生同樣的應(yīng)變，在準(zhǔn)靜態(tài)塑性變形的情況下需要的時(shí)間長(zhǎng)，變形功所產(chǎn)生的熱擴(kuò)散距離遠(yuǎn)，通常處理成等溫過(guò)程；而在動(dòng)態(tài)塑性變形的情況下，由于應(yīng)變率高，熱擴(kuò)散時(shí)間和距離短，變形的過(guò)程往往被認(rèn)為是絕熱的過(guò)程。絕熱溫度可通過(guò)經(jīng)驗(yàn)公式的計(jì)算得到，通常情況下溫度的變化值是通過(guò)熱測(cè)定法測(cè)得，本工作的絕熱溫升是通過(guò)數(shù)值模擬的熱力耦合的方法測(cè)得，如圖6所示，從大小變形區(qū)的溫度等值線(xiàn)可以看出，變形劇烈的區(qū)域溫度值最高為280℃。由于多工位冷鐓變形處于低動(dòng)態(tài)變形階段，沒(méi)有產(chǎn)生絕熱軟化和剪切失穩(wěn)現(xiàn)象。

圖6　多工位冷鐓后的溫升Fig.6　The temperature increment of multi-stage cold forging

圖7是變形分區(qū)的XRD衍射峰圖，各區(qū)域的峰值的2θ大致相同，但峰值的強(qiáng)弱變化明顯。大變形區(qū)的B相與滲碳體(Fe3C)相峰值明顯減弱，可從圖5(a-1，a-2)的組織照片中看出珠光體的含量相對(duì)較少，這主要是因?yàn)槔溏呑冃嗡俾瘦^高，變形過(guò)程中塑性變形熱來(lái)不及擴(kuò)散，產(chǎn)生的絕熱溫升，阻礙了合金元素和碳化物的析出[25]通過(guò)數(shù)值模擬圖6可以看出溫度值由室溫升高到280℃；而在小變形區(qū)與難變形區(qū)的滲碳體峰值相對(duì)較強(qiáng)如圖7(a)和7(d)，這是因?yàn)樵谂髁媳韺邮苣＞吆铜h(huán)境的散熱，該區(qū)域冷卻適中，加上合金元素的作用，碳化物和合金相析出較多(圖4(c))，且在小變形區(qū)還析出粒狀碳化物組織(圖5(b-4))。

圖7　不同變形分區(qū)的XRD衍射圖譜　(a)Ⅰ區(qū)；(b)Ⅱ區(qū)；(c)Ⅲ區(qū)；(d)Ⅳ區(qū)Fig.7　XRD patterns of different deformation areas　(a)Ⅰarea；(b)Ⅱarea；(c)Ⅲ area；(d)Ⅳarea

2.4力學(xué)性能的變形

對(duì)不同分區(qū)的珠光體組織和鐵素體組織進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，通過(guò)圖8可看出：珠光體、鐵素體的硬度值是隨著變形劇烈程度的增加而增大，難變形區(qū)到大變形區(qū)的珠光體硬度值由232HV增加至330HV，增幅約為42%；相同條件下的鐵素體硬度值由197HV增加至284HV ，增幅約為44%。可見(jiàn)，在低動(dòng)態(tài)多工位冷鐓變形的情況下鐵素體與珠光體組織硬度值的增幅相近[26]，產(chǎn)生的原因有二方面：(1)對(duì)于多相合金的塑性變形，當(dāng)合金中兩相的變形性能相差很大時(shí)，合金的塑性變形與第二相的含量有關(guān)，當(dāng)?shù)诙嗟捏w積分?jǐn)?shù)占據(jù)30%左右[27]，兩相均發(fā)生塑性變形。利用鐵碳相圖及杠桿定律，根據(jù)表1中鋼的含量碳，可粗略地計(jì)算出鋼中鐵素體組織和珠光體組織的含量

圖8　變形分區(qū)的硬度分布Fig.8　The hardness distribution of different deformation areas

(4)

ωP=1-ωα=27.3%

(5)

式中：ωα為鐵素體的含量，ωP為珠光體的含量。(2)因?yàn)殍F素體與珠光體通過(guò)低動(dòng)態(tài)多工位冷鐓都產(chǎn)生了一定的組織細(xì)化，晶粒越細(xì)小則其強(qiáng)化效果越顯著，可用經(jīng)典的霍爾-配奇公式來(lái)解釋?zhuān)瑯又楣怏w的屈服強(qiáng)度也可用霍爾-配奇公式來(lái)描述

(6)

式中：σs，σi分別為珠光體、鐵素體的屈服強(qiáng)度；Ks為材料常數(shù)；s0為珠光體片間距，塑性變形首先在軟韌相鐵素體中進(jìn)行，當(dāng)鐵素體由于加工硬化使其流變應(yīng)力達(dá)到珠光體的屈服極限時(shí)，相鄰的珠光體開(kāi)始塑性變形，并產(chǎn)生加工硬化。

3　結(jié)論

(1)高強(qiáng)材料20MnTiB的多工位冷鐓變形屬于低動(dòng)態(tài)變形，變形后內(nèi)部出現(xiàn)明顯的變形分區(qū)，各分區(qū)的宏觀流線(xiàn)與微觀組織的“遺留性”各異。

(2)難變形區(qū)珠光體團(tuán)帶狀分布消失，沿鐵素體晶界成網(wǎng)狀分布；大變形分區(qū)在三次快速的鐓粗下變形劇烈，形成鐵素體纖維組織和粒狀珠光體，但依舊看出原軋制狀態(tài)交替分布的帶狀組織排布方向；小變形區(qū)幾乎保留了所有冷鐓圓鋼的表層細(xì)晶區(qū)組織。

(3)從XRD的衍射峰可以看出，低動(dòng)態(tài)冷鐓變形的劇烈程度對(duì)內(nèi)部相組成影響較小，但對(duì)相的峰值強(qiáng)弱影響較大。

(4)在低動(dòng)態(tài)多工位冷鐓成形條件下，高強(qiáng)鋼20MnTiB組織的鐵素體塑性相和滲碳體硬脆相均存在加工硬化，且硬度值的增幅相近。

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Multi-stage Cold Forging Behavior of High Strength Steel 20MnTiB

XIAO Zhi-ling1,LIU Bai-xuan1,SUN Hong-xing1，2,LIU Hua1

(1 Zhengzhou Research Institute of Mechanical Engineering,Zhengzhou 450001,China;2 School of Mechanical Engineering,Xi’an Jiaotong University, Xi’an 710049,China)

In order to study the multi-stage cold forging behavior of high strength metallic,the metal flow,microstructure and mechanical properties variation were discussed which the high strength bolts deformation division areas were formed by multi-stage cold forging technology,and used both Deform-3D numerical simulation and actual product deformation methods. The results show that multi-stage cold forging deformation belongs to low dynamic deformation; microstructure and flow lines of big /small deformation areas have obvious “carryover effect”; due to high strength materials “Bauschinger effect”,the ferrite grains is changed into equiaxed grains from elongated grains in difficult deformation area while the pearlite band is disappeared,so that the“carryover effect”of microstructure is worst in this deformation area; Both pearlite and ferrite in the microstructure of 20MnTiB high strength steel occur working hardening by low dynamics multi-stage cold forging deformation,and the magnitude of increasing hardness number of the pearlite is fairly near ferrite.

high strength metallic materials; deformation areas; carryover effect; working hardening

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.03.013

TG376.2

A

1001-4381(2016)03-0077-07

國(guó)家科技重大專(zhuān)項(xiàng)資助項(xiàng)目(2013ZX04002081)

2014-11-06；

2015-11-18

劉華(1962-)，男，博士生導(dǎo)師，主要從事冷熱精密鍛造的研究，聯(lián)系地址：鄭州市新技術(shù)開(kāi)發(fā)區(qū)楓場(chǎng)街10號(hào)鄭州機(jī)械研究所鍛壓室(450001)，E-mail：13903832971@163.com