寇 玥，龐全祿

(核工業(yè)理化工程研究院，天津 300180)

馬氏體時(shí)效鋼(18Ni350)因其性能優(yōu)異，在高強(qiáng)度下仍能保持較高韌性、可加工性強(qiáng)等特點(diǎn)而被選作專(zhuān)用設(shè)備某薄壁管狀柔性連接件材料[1-2]，而旋壓技術(shù)是一種綜合了鍛造、拉伸、軋制等工藝特性的無(wú)切屑加工工藝，對(duì)于薄壁管件，采用旋壓加工成型具有效率高、加工精度高、節(jié)省材料等優(yōu)勢(shì)[3-4]。

專(zhuān)用設(shè)備所用柔性連接件的加工工藝路線為：將馬氏體時(shí)效鋼管材車(chē)內(nèi)外圓至相應(yīng)尺寸后進(jìn)行兩道次旋壓加工及固溶處理，然后再進(jìn)行三、四道次旋壓得到旋壓管坯，對(duì)旋壓管坯中部進(jìn)一步加工減薄、塑性成型，最后進(jìn)行時(shí)效處理得到成品件。旋壓工藝作為一種冷作變形手段，雖可有效提高材料利用率，保證管坯的尺寸精度，但此工藝路線下成品延伸率僅為1%，隨著設(shè)備的更新?lián)Q代及運(yùn)轉(zhuǎn)速度的提高，沿用原工藝所加工成品無(wú)法滿足現(xiàn)階段的設(shè)計(jì)需要，且在后序塑性成型過(guò)程中還存在易起皺開(kāi)裂、成型率低等問(wèn)題。若采用直接車(chē)成的方式加工，所獲成品延伸率可滿足設(shè)計(jì)要求，但由于受馬氏體時(shí)效鋼管材成型工藝等技術(shù)限制，目前廠家所提供的原料管材壁厚皆在14 mm以上，用以生產(chǎn)薄壁件效率過(guò)低，無(wú)法實(shí)現(xiàn)工業(yè)化應(yīng)用。因此，本文針對(duì)旋壓過(guò)程中馬氏體時(shí)效鋼管坯開(kāi)展分析研究，明確旋壓過(guò)程對(duì)馬氏體時(shí)效鋼組織性能的影響，以調(diào)整工藝路線提升成品性能。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料選用350級(jí)馬氏體時(shí)效鋼，其化學(xué)成分列于表1。

表1 馬氏體時(shí)效鋼(18Ni350)化學(xué)成分Table 1 Chemical composition in maraging steel (18Ni350)

1.2 試驗(yàn)方法

1) 旋壓成型過(guò)程

某柔性連接件成型過(guò)程如圖1所示。馬氏體時(shí)效鋼原料為固溶態(tài)組織，旋壓工藝為四道次旋壓，中間進(jìn)行820 ℃×1 h的固溶處理，最后進(jìn)行480 ℃×3 h的時(shí)效處理。

圖1 加工工藝流程Fig.1 Processing process

現(xiàn)階段采用的旋壓方式為錯(cuò)距旋壓，即三相旋輪在軸向相互錯(cuò)開(kāi)一定距離，同時(shí)在徑向又依次使原料厚度減薄的一種旋壓方式，其中三相旋輪呈120°夾角分布，錯(cuò)距量均為3 mm。采用這種方式可明顯提高生產(chǎn)效率，在1道工序中完成原來(lái)幾道工序完成的工作；且旋壓時(shí)多個(gè)旋輪依次接觸材料，可將材料加工硬化產(chǎn)生的影響降到最低[5-6]。

2) 樣品制備及測(cè)試方法

在管坯上切取金相試樣后，進(jìn)行磨制、拋光，磨痕全部消失、磨面平整光亮后，使用腐蝕液(FeCl3的鹽酸溶液)進(jìn)行腐蝕，所使用的金相顯微鏡型號(hào)為Axiotech 100。

拉伸試樣從薄壁圓筒上沿環(huán)向取樣，取樣方式及幾何尺寸如圖2所示。在VTM5105電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫靜態(tài)拉伸，拉伸速率為1 mm/min，拉伸試驗(yàn)所用試驗(yàn)機(jī)和試驗(yàn)方法符合GB/T 228[7]規(guī)定。

a——取樣示意圖；b——拉伸試樣形狀及尺寸圖2 馬氏體時(shí)效鋼片狀拉伸試樣取樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of sampling of sheet tensile specimen of maraging steel

將試樣用1200號(hào)砂紙打磨平整光滑后，使用402MVA數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)在常溫下對(duì)試樣內(nèi)外壁面進(jìn)行硬度測(cè)試。每個(gè)樣品測(cè)試3個(gè)點(diǎn)，設(shè)定載荷為150 N，加載時(shí)間為10 s。

殘余應(yīng)力的測(cè)試方法為便攜式單次入射cosα法，使用儀器為Smartlab，在管坯外表面進(jìn)行測(cè)試，每個(gè)管坯測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，試驗(yàn)方法參照GB/T 7704[8]。

2 結(jié)果與分析

2.1 旋壓過(guò)程對(duì)馬氏體時(shí)效鋼顯微組織的影響

旋壓過(guò)程中馬氏體時(shí)效鋼顯微組織如圖3所示。從圖3a可看出，馬氏體時(shí)效鋼原始組織為板條狀馬氏體，板條縱橫分布，無(wú)明顯方向性，馬氏體板條平均尺寸約為50 μm。此類(lèi)馬氏體主要出現(xiàn)在超低碳鋼(碳含量<0.3%)中，其亞結(jié)構(gòu)主要是位錯(cuò)[9]。經(jīng)過(guò)兩道次旋壓后組織呈旋壓織構(gòu)狀，晶粒朝一個(gè)方向排列，且由于受壓變得細(xì)長(zhǎng)，馬氏體板條碎化。環(huán)向面直接與旋輪接觸，晶粒直接受旋輪的滾壓，被碾為大片晶粒，其垂直于旋輪滾動(dòng)方向上的晶粒尺寸基本不變，旋輪滾動(dòng)方向上的晶粒尺寸拉長(zhǎng)。

a——原料；b——兩道次旋壓；c——兩道次旋壓+固溶處理；d——四道次旋壓圖3 旋壓過(guò)程中馬氏體時(shí)效鋼的金相組織Fig.3 Microstructure of maraging steel during spinning process

固溶處理后，馬氏體時(shí)效鋼組織均勻，組織細(xì)化明顯，晶粒尺寸細(xì)化至μm級(jí)，旋壓所產(chǎn)生的織構(gòu)基本消失。這主要是因?yàn)轳R氏體時(shí)效鋼經(jīng)過(guò)旋壓變形后，由于內(nèi)部空位和位錯(cuò)等結(jié)構(gòu)缺陷的增加，以及畸變能的升高，使其處于熱力學(xué)不穩(wěn)定的高自由能狀態(tài)。因此，經(jīng)塑性變形后的馬氏體時(shí)效鋼具有自發(fā)恢復(fù)到變形前低自由能狀態(tài)的趨勢(shì)，其加熱時(shí)會(huì)發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶等過(guò)程[10]。

經(jīng)三、四道次旋壓后，組織繼續(xù)呈流線型分布，等軸晶粒被拉長(zhǎng)，朝一個(gè)方向排列。組織的變化規(guī)律與兩道次旋壓后相同，由于固溶后晶粒明顯細(xì)化，所以四道次旋壓后的組織較兩道次旋壓后的組織內(nèi)部晶界密度明顯增加。

2.2 旋壓過(guò)程對(duì)馬氏體時(shí)效鋼力學(xué)性能的影響

旋壓過(guò)程中各階段馬氏體時(shí)效鋼性能測(cè)試數(shù)據(jù)如圖4所示。由圖4可看出，原料初始抗拉強(qiáng)度為1 094 MPa，延伸率為9%；經(jīng)過(guò)兩道次旋壓后，抗拉強(qiáng)度變?yōu)? 237 MPa，延伸率為6%，抗拉強(qiáng)度上升了13.1%，延伸率下降了33.3%；固溶處理后抗拉強(qiáng)度為1 146 MPa，延伸率為14%，相比于兩道次旋壓，抗拉強(qiáng)度下降了7.4%，延伸率上升了133.3%；而四道次旋壓后抗拉強(qiáng)度為1 391 MPa，延伸率為4%，相比于固溶后的抗拉強(qiáng)度提高了21.4%，延伸率下降了71.4%。

圖4 旋壓過(guò)程中馬氏體時(shí)效鋼的力學(xué)性能對(duì)比Fig.4 Comparison of mechanical properties of maraging steel during spinning

旋壓可明顯提高材料強(qiáng)度，不僅是由于旋壓后板條狀馬氏體被碾碎，晶粒細(xì)化帶來(lái)的強(qiáng)度增加，而且還因?yàn)樾龎杭庸み@種大變形量塑性變形使得板條狀馬氏體組織中的位錯(cuò)劇烈運(yùn)動(dòng)，不斷滑移、纏結(jié)，使得位錯(cuò)密度迅速提高，缺陷密度也大幅增加，內(nèi)部積累了大量殘余應(yīng)力，材料產(chǎn)生了強(qiáng)烈的加工硬化現(xiàn)象[11]，強(qiáng)度提高，同時(shí)塑性下降。而固溶處理后，變形組織發(fā)生再結(jié)晶，加工硬化和內(nèi)部殘余應(yīng)力消除[10]，強(qiáng)度下降，塑性大幅上升。

相比于原料初始性能，固溶后所獲得的組織抗拉強(qiáng)度和延伸率皆有提升，除因固溶強(qiáng)化外[12]，主要是由于晶粒細(xì)化所導(dǎo)致的。根據(jù)Hall-Petch公式σ=σ0+kyd-1/2(σ為抗拉強(qiáng)度，d為晶粒直徑，σ0、ky為與晶體類(lèi)型有關(guān)的常數(shù))可知，晶粒尺寸d越小，抗拉強(qiáng)度σ越大；而細(xì)晶體材料中的塑性變形分布較均勻，減少了因變形集中形成微觀裂紋的概率，從而使材料在斷裂前能承受更多塑性變形。所以固溶后的馬氏體時(shí)效鋼組織無(wú)論是強(qiáng)度還是延伸率都具備優(yōu)于原始組織的性能。

三、四道次旋壓的變形量雖與一、二道次旋壓的變形量相同，但強(qiáng)度卻大幅提升，塑性大幅下降，考慮主要是由于固溶組織明顯細(xì)化于原始組織而帶來(lái)的差異。除因塑性變形引起的晶?；?、位錯(cuò)纏結(jié)帶來(lái)的強(qiáng)度提升外，晶粒細(xì)化、晶粒與晶粒間的不均勻變形所積累的殘余應(yīng)力引起的加工硬化現(xiàn)象也帶來(lái)了強(qiáng)度提升，并使材料內(nèi)部易形成顯微裂紋；晶界密度大幅增加，晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙更明顯，導(dǎo)致材料塑性大幅下降[13]。

2.3 馬氏體時(shí)效鋼可加工性判定

1) 殘余應(yīng)力

圖5 旋壓過(guò)程中馬氏體時(shí)效鋼管坯殘余應(yīng)力對(duì)比Fig.5 Comparison of residual stress of maraging steel tube during spinning process

在塑性變形過(guò)程中，外力所做的功除大部分轉(zhuǎn)化成熱能外，還有小部分以畸變能的形式儲(chǔ)存在形變材料內(nèi)部，這部分能量的具體表現(xiàn)形式為材料內(nèi)部的殘余應(yīng)力[14]。而管坯殘余應(yīng)力越大，越不利于后續(xù)塑形加工。為判定旋壓過(guò)程中馬氏體時(shí)效鋼殘余應(yīng)力大小，對(duì)比不同狀態(tài)下管坯的可加工性，分別選取兩道次旋壓、固溶處理、四道次旋壓的管坯，采用基于cosα法的X射線衍射法進(jìn)行無(wú)損檢測(cè)，各工序下管坯的殘余應(yīng)力如圖5所示。

從圖5可看出，原始狀態(tài)下表面殘余應(yīng)力約為48 MPa，而經(jīng)過(guò)兩道次旋壓后，管坯表面殘余應(yīng)力增加至124 MPa；固溶后管坯表面應(yīng)力降至83 MPa，而經(jīng)過(guò)四道次旋壓后，內(nèi)部殘余應(yīng)力大幅提升至320 MPa。

原始狀態(tài)下管坯表面的殘余應(yīng)力主要是由車(chē)削加工造成的，而經(jīng)過(guò)旋壓加工可明顯增大管坯的殘余應(yīng)力，主要是因?yàn)樾龎哼^(guò)程中管坯在旋輪施加的三向應(yīng)力下產(chǎn)生了塑性流動(dòng)，其塑性變形不均勻[15]。而對(duì)其進(jìn)行固溶處理可明顯改善表面殘余應(yīng)力狀態(tài)，增加其可加工性，此時(shí)若對(duì)固溶組織繼續(xù)進(jìn)行旋壓加工，由于晶粒細(xì)化，導(dǎo)致在變形過(guò)程中晶粒間的不均勻變形增大，使四道次旋壓后的管坯殘余應(yīng)力大幅增加，對(duì)后續(xù)變形加工存在不利影響。

2) 硬度

圖6 旋壓過(guò)程中馬氏體鋼硬度的變化Fig.6 Change in hardness of maraging steel during spinning

旋壓過(guò)程中馬氏體時(shí)效鋼的硬度變化如圖6所示。由圖6可看出，旋壓可明顯提高組織的顯微硬度，其中四道次旋壓后硬度提高最顯著。旋壓后硬度明顯提高主要是由旋壓過(guò)程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力導(dǎo)致的加工硬化引起的。馬氏體時(shí)效鋼在旋壓過(guò)程中發(fā)生塑性變形，晶粒沿變形方向產(chǎn)生滑移，滑移面和其附近的晶格扭曲，內(nèi)部產(chǎn)生了殘余應(yīng)力，導(dǎo)致硬度提高。固溶處理可消除旋壓產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，所以硬度降低。四道次旋壓對(duì)組織的硬度提升程度強(qiáng)于兩道次旋壓，主要是由于四道次旋壓使組織晶粒細(xì)化明顯，晶界密度、缺陷密度大幅增加，加工硬化效果明顯，硬度明顯提升。這也說(shuō)明固溶后組織更適于后續(xù)塑性加工。

2.4 旋壓工藝對(duì)成品件力學(xué)性能的影響

為表征不同工藝路線對(duì)成品性能的影響，分別對(duì)原料、兩道次旋壓、兩道次旋壓+固溶、四道次旋壓后的組織進(jìn)行時(shí)效處理后再進(jìn)行拉伸測(cè)試，測(cè)試數(shù)據(jù)示于圖7。由圖7可看出，時(shí)效態(tài)原始材料的抗拉強(qiáng)度為2 282 MPa，延伸率為4.9%；而經(jīng)過(guò)兩道次旋壓的成品件抗拉強(qiáng)度為2 481 MPa，延伸率為1.8%，與時(shí)效態(tài)的原料相比抗拉強(qiáng)度提高了8.7%，延伸率下降了63.3%；而經(jīng)過(guò)固溶處理的成品件，抗拉強(qiáng)度為2 480 MPa，延伸率為4.4%，相比于兩道次旋壓成品件抗拉強(qiáng)度未明顯降低，延伸率提升了144%；而四道次旋壓成品件抗拉強(qiáng)度為2 647 MPa，延伸率為1.1%，相比于固溶成品件，抗拉強(qiáng)度提高了6.7%，延伸率下降了75%。

圖7 不同工藝路線下管坯成品的力學(xué)性能對(duì)比Fig.7 Comparison of mechanical properties of maraging steel after aging in different process

從圖7可看出，不同旋壓熱處理工藝下所獲得的成品抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，說(shuō)明時(shí)效后的超高強(qiáng)度主要是由第二相強(qiáng)化所致[16]，與組織形貌關(guān)系不大。相比于原始狀態(tài)，由于旋壓帶來(lái)的形變強(qiáng)化作用，經(jīng)過(guò)旋壓處理的成品抗拉強(qiáng)度有所提升，但塑性明顯下降；而通過(guò)對(duì)管坯進(jìn)行固溶處理可在保證強(qiáng)度的前提下提高成品延伸率，所獲成品綜合性能優(yōu)于原料直接加工；固溶處理后若繼續(xù)旋壓，則延伸率下降明顯，強(qiáng)度也無(wú)大幅提升。因此應(yīng)選在管坯固溶處理后進(jìn)行后續(xù)塑性成型加工。

3 工藝優(yōu)化

結(jié)合前文分析，將柔性連接件的加工工藝路線優(yōu)化為兩道次旋壓后進(jìn)行固溶處理，車(chē)薄至相應(yīng)尺寸后進(jìn)行塑性成型，最后進(jìn)行時(shí)效處理獲得成品。

工藝優(yōu)化后共投制加工了7批次柔性連接件，目前加工情況較穩(wěn)定，總成型率84.6%，可穩(wěn)定提供樣件，滿足科研用小批量生產(chǎn)。

為驗(yàn)證此工藝路線下柔性連接件成品性能，在加工過(guò)程中，選取旋壓后直接時(shí)效與旋壓+固溶后時(shí)效的管坯進(jìn)行性能測(cè)試，結(jié)果列于表2，可見(jiàn)，工藝路線優(yōu)化后，抗拉強(qiáng)度無(wú)明顯損失，而延伸率提升至3%以上。

表2 不同工藝路線時(shí)效后馬氏體時(shí)效鋼力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of maraging steel with different processes

4 結(jié)論

1) 旋壓加工使板條狀馬氏體晶粒拉長(zhǎng)、破碎，產(chǎn)生了沿材料流變方向拉長(zhǎng)的顯微組織；一、二道次旋壓可使其抗拉強(qiáng)度提高13.1%，延伸率下降33.3%；三、四道次旋壓可使其抗拉強(qiáng)度提升21.4%，延伸率下降71.4%。

2) 成品延伸率過(guò)低是旋壓加工造成的。不進(jìn)行旋壓變形的管坯直接時(shí)效，延伸率可達(dá)3%以上，旋壓變形后管坯經(jīng)過(guò)固溶處理再時(shí)效，延伸率也可達(dá)3%以上，而旋壓變形后直接時(shí)效處理成品延伸率僅有1%左右。

3) 由于旋壓加工的影響，對(duì)旋壓后的馬氏體時(shí)效鋼進(jìn)行固溶處理可實(shí)現(xiàn)組織細(xì)化，消除旋壓變形引起的加工硬化和殘余應(yīng)力帶來(lái)的影響。

4) 結(jié)合實(shí)驗(yàn)結(jié)果對(duì)柔性連接件進(jìn)行了加工工藝優(yōu)化，優(yōu)化后延伸率提高至3.5%，成型率達(dá)80%以上，工藝穩(wěn)定。