22Cr-32Fe-40Ni合金热变形行为_李天宇.pdf

第 30 卷 第 2 期2023 年 2 月塑性工程学报JOURNAL OF PLASTICITY ENGINEERINGVol.30 No.2Feb.2023引文格式:李天宇,王立民.22Cr-32Fe-40Ni 合金热变形行为 J.塑性工程学报,2023,30(2):115-124.LI Tianyu,WANG Limin.Hot deformation behavior of 22Cr-32Fe-40Ni alloy J.Journal of Plasticity Engineering,2023,30(2):115-124.基金项目:国家重点研发计划(2017YFB0305203);国家自然科学基金资助项目(51971226)通信作者:王立民,男,1971 年生,博士,教授级高工,主要从事耐热钢及耐热合金研究,E-mail:wanglimin 第一作者:李天宇,男,1998 年生,硕士研究生,主要从事耐热钢及耐热合金研究,E-mail:345692086 收稿日期:2022-04-18;修订日期:2022-10-0922Cr-32Fe-40Ni 合金热变形行为李天宇,王立民(钢铁研究总院 特殊钢研究院,北京 100081)摘 要:采用 Gleeble-3800 热模拟试验机对 22Cr-32Fe-40Ni 合金在变形温度为 9501150、应变速率为 0.110 s-1范围内进行了热模拟压缩试验,对材料在热变形过程中的流变特性和组织演变规律进行了研究。结果表明,在变形温度高于 1000 或应变速率小于 1 s-1时,材料的硬化效应和软化效应达到动态平衡;在变形温度低于 1000 或应变速率为 10 s-1时,材料以动态再结晶为主的软化效应占主导作用。通过应变硬化率曲线确定了动态再结晶临界条件,基于温度补偿 Arrhenius 方程建立了 22Cr-32Fe-40Ni 合金的热变形本构方程,热变形激活能 Q 为 438.339 kJmol-1。22Cr-32Fe-40Ni 合金适宜的热加工区间为变形温度 10401150,应变速率 0.10.47 s-1。关键词:22Cr-32Fe-40Ni 合金;热变形;动态再结晶;本构方程中图分类号:TG146 文献标识码:A 文章编号:1007-2012(2023)02-0115-10doi:10.3969/j.issn.1007-2012.2023.02.014Hot deformation behavior of 22Cr-32Fe-40Ni alloyLI Tian-yu,WANG Li-min(Institute of Special Steels,Central Iron&Steel Research Institute,Beijing 100081,China)Abstract:The hot simulation compression tests of 22Cr-32Fe-40Ni alloy at deformation temperature of 950-1150 and strain rate of 0.1-10 s-1 were investigated using Gleeble-3800 thermal simulator.The rheological characteristics and microstructure evolution lows of material during hot deformation were investigated.The results show that when the deformation temperature exceeds 1000 or the strain rate is less than 1 s-1,the hardening effect and softening effect of the material reach dynamic equilibrium;when the deformation tempera-ture is less than 1000 or the strain rate is 10 s-1,the softening effect of material which is mainly dynamic recrystallization dominates.The critical conditions of dynamic recrystallization are determined by the strain hardening rate curves,and the hot deformation constitutive equation of 22Cr-32Fe-40Ni alloy was established based on the Arrhenius equation with temperature compensation.The hot deformation activation energy Q is 438.339 kJmol-1.The suitable hot processing range of 22Cr-32Fe-40Ni alloy is the deformation temperature of 1040-1150 and the strain rate of 0.1-0.47 s-1.Key words:22Cr-32Fe-40Ni alloy;hot deformation;dynamic recrystallization;constitutive equation 引言材料性能的优劣在很大程度上取决于其微观组织状态,通过控制热变形工艺中的加工参数(变形量、变形温度和应变速率)可对材料的微观组织进行调控1-2,从而改善材料性能。对材料热变形行为的研究可以为热加工工艺参数的制定提供合理的工艺参数选择范围。20 世纪 60 年代,SELLARS C M 等3通过热扭转试验对铜和镍等金属材料的热变形机制进行了研究,之后其他研究学者基于不同理论建立了多种模型来预测材料的热变形行为4-7。将多种模型的预测精度进行比较后8,通常采用的热变形研究方法之一是利用 Arrhenius 本构模型和热加工图来研究不锈钢、高温合金等不同材料的流变特性和组织演变规律9-14。气阀材料中含有多种合金元素,其合金化程度高,材料在热变形过程中的形变机制较为复杂,研究人员对气阀材料的热变形行为进行了大量研究。LI Y 等15对比了不同模型对 21-4N 奥氏体气阀钢热变形行为的预测精度,结果表明 Arrhenius 模型具有较高的预测 精 度。ZHANG W F 等16研究了一种氮化物强化马氏体气阀钢的热变形行为,发现其动态再结晶临界条件对热变形条件变化敏感程度不同,当 lnZ0 MPa,加工硬化作用占主导。其中第 1 阶段加工硬化率虽然快速下降,但 值仍保持在较高水平,随着应变的增加,流变应力快速增加,位错密度的增大和亚晶形成导致材料内部储能增大,但未达到动态再结晶临界条件。第 2 阶段中随着内部储能的增大,材料承受的应力和应变达到临界值,发生动态再结晶,再结晶晶粒沿原始晶界等易形核位点开始形核并长大,-曲线出现拐点。随着动态再结晶的进行,软化效应逐渐增强,应力达到最大值后开始减小,加工硬化率随应力变化进入第 3 阶段,0 MPa 的部分进行求导,并绘制 d/d-关系曲线,如图 3b 所示。图 3b 中每条曲线峰值对应的应力即临界应力 c,711 第 2 期李天宇 等:22Cr-32Fe-40Ni 合金热变形行为图 3 应变速率 1 s-1时加工硬化率、加工硬化率导数与应力的关系曲线(a)-(b)d/d-Fig.3 Relationship curves of work hardening rate,work hardening rate derivative and stress with strain rate of 1 s-1对应的应变为临界应变 c。从图中得到不同热变形条件下的临界条件,如表 2 所示。当变形温度为 1000 时,应变速率从 0.1 s-1增加到 10 s-1,临界应力和临界应变分别增加了 122%和 129%。变形温度保持不变时,临界应力和临界应变随应变速率的增大而增大。当应变速率为 0.1 s-1时,变形温度从 1150 下降到 950,临界应力和临界应变分别增加 211%和 83%。应变速率保持不变时,临界应力和临界应变都随变形温度下降而增大。即在高温低应变速率范围内 22Cr-32Fe-40Ni合金动态再结晶临界应力和临界应变小,更容易发生动态再结晶。2.3 热变形本构方程在高温塑性变形过程中,金属材料的流变应力除了与材料本身性质有关外,还受到热变形过程中的变形温度、应变速率和变形量等因素的影响。JO-NAS J J 等22提出了适用于广泛应力范围的高温流表 2 不同热变形条件下 22Cr-32Fe-40Ni 合金动态再结晶的临界应力和临界应变Tab.2 Critical stress and critical strain of dynamic recrystallization of 22Cr-32Fe-40Ni alloy under different hot deformation conditionsT/应变速率/s-10.1110c/MPacc/MPacc/MPac950282.70.110362.90.181491.40.3721000187.20.086289.10.144415.60.1971100108.80.059176.40.155260.40.069115090.70.062154.50.149215.50.048变应力关系式,利用双曲正弦函数修正的 Arrhenius关系式为:=Asinh()nexp-QRT()(2)式中:Q 为热变形激活能(Jmol-1);为应力,一般选择峰值应力(MPa);A、和 为常数;n 为应力指数;R 为气体常数,R=8.314 J(molK)-1;T 为热力学温度(K)。绘制 ln-ln 和 ln-的关系曲线,将两组曲线拟合后如图 4a 和图 4b 所示。直线斜率分别为 n和 值,n=6.6571225,=0.026905。由=/n 可知,=0.00404 MPa-1。对式(2)两边同时取对数得:ln=nlnsinh()+lnA-QRT(3)分别在变形温度和应变速率一定的情况下,对式(3)两边 ln 和 1/T 求偏导,可得:n=lnlnsinh()(4)Q=nRlnsinh()1T()(5)绘制 ln-lnsinh()和 lnsinh()-1000/T 的关系曲线,并对两组曲线进行线性拟合,如图 4c 和图 4d 所示,通过对线性拟合后得到的曲线斜 率 求 平 均 值 可 以 得 到 n=4.767,Q=438.339 kJmol-1。22Cr-32Fe-40Ni 气阀合金热变形激活能高于 Nimonic 80A 气阀合金热变形激活能(Q=254.8 kJmol-123),对比 Nimonic 80A 合金化学成分可知,22Cr-32Fe-40Ni 合金镍含量(40.22%)远低于 Nimonic 80A 合金镍含量(74.16%)。由此推测811塑性工程学报第 30 卷图 4 变形温度、应变速率与峰值应力的关系曲线(a)ln-ln(b)ln-(c)ln-lnsinh()(d)lnsinh()-1000/T(e)lnZ-lnsinh()Fig.4 Relationship curves of deformation temperature,strain rate and peak stress主要原因为 Nimonic 80A 合金中奥氏体组织稳定元素镍元素含量较高,降低了层错能,易于发生动态再结晶。在某些情况下,热变形激活能在极宽的应变速率范围内保持不变,而在其他情况下,蠕变和热加工之间的激活能值存在显著差异。在热变形过程中引入参数 Z,其为温度补偿后的应变速率因子,Z参数的表达式为:Z=expQRT()(6)将式(2)与式(6)整理后对等式两边同时取对数得:lnZ=lnA+nlnsinh()(7)绘制 lnZ-lnsinh()关系曲线,如图 4e 所示。进行线性拟合后可得相关系数 R2=0.99092。由结果可知截距为 39.16219,即 lnA=39.16219,即911 第 2 期李天宇 等:22Cr-32Fe-40Ni 合金热变形行为A=1.0181017。将所得结果代入式(2),得到 22Cr-32Fe-40Ni 合金的热变形本构方程:=1.018 1017sinh(4.04 10-3)4.767exp-4383398.314T()(8)2.4 热加工图PRASAD Y V R K 等24通过材料塑性变形的连续介质力学、系统建模和不可逆热力学原理,开发了动态材料模型。利用动态材料模型并通过计算可以得到功率耗散图和流变失稳图,热加工图由两图叠加得到。建立热加工图对确定合适的热加工工艺、优化材料的加工性能、调控微观组织和避免开裂等缺陷的产生都有重要参考意义。材料热变形过程中位错运动和微观组织演变等会引起熵变,根据不可逆热力学原理引入功率耗散因子 与能量变化速率相关联,来表征耗散状态,根据不同变形温度和应变速率下相等的 值的分布情况可以得到功率耗散图。对于铁镍基合金 22Cr-32Fe-40Ni 来说,层错能处于中低水平,热变形过程中软化机制以动态再结晶为主。值较大时,在相应变形条件下材料更易发生动态再结晶现象。根据流变失稳判据可以绘制流变失稳图,判据如式(9)所示。()=lnmm+1ln+m 0(9)式中:为失稳参量。0.3 的区域。分析不同应变下的热加工图可知,22Cr-32Fe-40Ni 合金适宜的热加工区间为:变形温度 10401150,应变速率 0.100.47 s-1。图 5 22Cr-32Fe-40Ni 合金在不同真应变下的热加工图(a)=0.3(b)=0.5(c)=0.7(d)=0.9Fig.5 Hot processing maps of 22Cr-32Fe-40Ni alloy with different true strains021塑性工程学报第 30 卷2.5 热变形组织演变图 6 为 22Cr-32Fe-40Ni 合金在不同变形条件下的显微组织形貌,进行选择截面的中心部位进行,避免其他区域因变形不充分难以发生动态再结晶而造成影响,并与热加工图相互印证。图 6a图 6c 为22Cr-32Fe-40Ni 合金在 950 下不同应变速率的显微组织。由图可知,在 950 下组织中存在较大范围的未发生再结晶的区域,再结晶晶粒沿着压缩时变形的原始晶粒的晶界优先形核,再结晶晶粒细小并呈链状分布。随着应变速率的增加,发生动态再结晶的区域明显扩大,再结晶晶粒体积分数增大。当应变速率为 10 s-1时,仅存在少量还未发生再结晶的原始晶粒。950 不同应变速率的显微组织基本都处于动态再结晶初期,这一时期的应变速率变化对动态再结晶有较为明显的影响。图 6d图 6f 为22Cr-32Fe-40Ni 合金在 1100 不同应变速率下的显微组织,可以看到 1100 下材料内部基本都完成了动态再结晶过程。当应变速率为 0.1 s-1时,组织中再结晶晶粒尺寸差异相对较大,随着应变速率增加到 10 s-1,再结晶晶粒尺寸差异有所减小。当材料内部动态再结晶过程进行比较充分时,应变速率变化对动态再结晶的影响较小。图 6 22Cr-32Fe-40Ni 合金在不同变形条件下的显微组织(a)950,0.1 s-1(b)950,1 s-1(c)950,10 s-1(d)1100,0.1 s-1(e)1100,1 s-1(f)1100,10 s-1Fig.6 Microstructure of 22Cr-32Fe-40Ni alloy under different deformation conditions121 第 2 期李天宇 等:22Cr-32Fe-40Ni 合金热变形行为 图 7 为 22Cr-32Fe-40Ni 合金在应变速率为1 s-1 时不同变形温度下的显微组织和晶粒尺寸。由图可知,变形温度为 950 时,材料发生部分动态再结晶,未发生再结晶区域较大;变形温度为1000 时,组织中发生动态再结晶的区域迅速扩大,仅存在少量未发生动态再结晶的原始晶粒;当变形温度上升到 1100 以上时,材料基本完成了动态再结晶过程,得到均匀细小的再结晶晶粒。当变形温度从 1100 上升到 1150 时,部分较小的再结晶晶粒逐渐长大。晶粒平均尺寸从 15.75 m 增大到 20.14 m,且晶粒尺寸差异减小,晶粒尺寸更加集中在 1823 m 范围内。变形温度大于 1100 时,得到了动态再结晶进行充分且晶粒细小、分布均匀的组织,基本符合热加工图结果。图 7 22Cr-32Fe-40Ni 合金在 1 s-1,不同变形温度下的显微组织及晶粒尺寸(a)950,显微组织(b)1000,显微组织(c)1100,显微组织(d)1150,显微组织(e)1100,晶粒尺寸(f)1150,晶粒尺寸Fig.7 Microstructure and grain size of 22Cr-32Fe-40Ni alloy at different deformation temperatures with 1 s-1(a)950,microstructure(b)1000,microstructure(c)1100,microstructure(d)1150,microstructure(e)1100,grain size(f)1150,grain size221塑性工程学报第 30 卷3 结论(1)通 过 热 压 缩 试 验 得 到 流 变 应 力 曲 线,22Cr-32Fe-40Ni 气阀合金在应变速率小于1 s-1,变形温度 1000 以上时,动态软化和加工硬化效应相互竞争并最终达到动态平衡;在应变速率小于1 s-1,变形温度 1000 以下和应变速率为 10 s-1,变形温度 950 以上时,变形机制以发生动态再结晶导致的软化效应为主。(2)在变形温度为 1000 的情况下,应变速率由 0.1 s-1增加到 10 s-1时,临界应力和临界应变分别增加122%和129%。在应变速率为0.1 s-1的情况下,变形温度从 1150 降低到 950 时,临界应力和临界应变分别增加 211%和 83%。22Cr-32Fe-40Ni 气阀合金在高温低应变速率范围内易于发生动态再结晶。(3)22Cr-32Fe-40Ni 合金的热变形激活能 Q为 438.339 kJmol-1,热变形本构方程为:=1.018 1017sinh(4.04 10-3)4.767exp-4383398.314T()。(4)建立了 22Cr-32Fe-40Ni 气阀合金热加工图,确定材料热加工工艺区间为:变形温度 10401150,应变速率 0.10.47 s-1。微观组织分析表明,在高于 1100 的变形温度下获得了再结晶完全的均 匀 细 小 的 组 织,平 均 晶 粒 尺 寸 为 15.75 20.14 m。参考文献:1 WANG G Q,CHEN M S,LIN Y C,et al.Effects of deformation processing parameters on the microstructure evolution and micro-hardness of GH4169 superalloy during annealing treatment J.Advanced Engineering Materials,2021,23(8):2100104.2 WU X,LEE H,KIM Y M,et al.Effects of processing parame-ters on microstructure and properties of ultra high Strength linepipe steel J.Journal of Materials Science&Technology,2012,28(10):889-894.3 SELLARS C M,MCTEGART W J.On the mechanism of hot deform-ation J.Acta Metallurgica,1966,14(9):1136-1138.4 MALAS J.Methodology for design and control of thermomechanical processes D.Ohio:Ohio University,1991.5 PRASAD Y Y V R K.Authors reply:Dynamic materials model:Basis and principles J.Metallurgical and Materials Transactions A,1996,27(1):235-236.6 PRASAD Y V R K,GEGEL H L,DORAIVELU S 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