唐海燕等：CrCo-Mo-Ni齿轮钢的热变形行为及模锻工艺的有限元模拟 81 72 出，此合金的加工失稳主要包括以下两个区域：温度 700~720℃，应变速率1.0~50s:温度850~1200 68 0 ℃，应变速率0.78~50s.对于此钢种来说，第1个 64 区域属于低温高应变速率区，即当应变速率大于1.0 60 00 s时会发生流变失稳.材料在低温高应变区出现失 56 00 稳的原因可能是由于应变速率比较高时，试样在变形 52 0 00 过程中产生的热量来不及扩散，使得内部温度不均匀， 在试样的高温区域产生大的局部塑性流变导致绝热剪 -1.2 0.8 -0.400.40.8 1.2 切带出现，而绝热剪切带出现的区域又往往伴随着裂 In(sinh0.0n372n》 纹的出现，从而使材料失稳s四.此时的变形机制为 图5不同温度区间的InZ-n[sinh(0.00372o,)]曲线 晶界滑移和晶界扩散网 Fig.5 InZ-In [sinh(0.00372)]curve at different temperatures 1.0 0 式中m表示流变应力随应变速率变化的敏感程度.m 0.40 3 值大，表示应变速率对流变应力的影响显著 0.05 0.30 由DMM理论可知，材料发生变形时，单位体积消 -0.5 0.20 025 耗的瞬时功率P的大小为应变速率：与流变应力σ -1.0 0.15- 的积，是耗散量G与耗散协量J的和 0.10 -1.5 0.05 P-oi-G+I-ida+odi. (17) -2.0 当温度与应变量一定时，对式(16)积分，结合式(17) 700 800 9001000 1100 1200 TIC 得到 图6Cr-Co-Mo-Ni高合金钢在应变为0.92的热加工图 P=+品 (18) Fig.6 Hot processing map of Cr-Co-Mo-Ni high alloy steel at a strain of 0.92 从式(18)可以看出：m=0,系统没有能量耗散：0 <m<1,系统非稳态耗散；m=1,耗散量与耗散协量相 为弄清该钢种流变失稳的原因，观察了热压缩试 等，耗散协量达到最大值.耗散协量效率因子η为耗 样在应变量0.92、应变速率1s1以及700~1200℃时 散协量J与最大耗散协量J的比值 的组织形貌，如图7所示.从图7(a)~(c)中看出，当 P E 温度在700~900℃时试样中有明显的绝热剪切带，说 Jm-22 (19) 明材料在该区域出现流变失稳与剪切带有关.热加工 、J-2m 图的第2个失稳区域属于高温高应变速率区，在此区 ”大+m (20) 域出现失稳可能是由于在高应变速率下，位错密度高， η是量纲一的变量，又叫功率耗散速率因子.当应变 变形不均匀性大，滑移变形难以继续进行，局部发生应 量一定时，它与影响耗散协量的参数（温度，应变速 力集中) 率)有关，揭示了材料变形过程，由于微观组织演变等 热加工图是研究N基奥氏体钢的一种有效手段， 非形变能与形变过程总能量耗损的关系，定量地反映 一般认为热加工图的功率耗散值在0.3以上的区域适 了材料的加工性能。实际加工中，？值较大的区域也 合加工，此时合金会发生动态再结晶.由图7（d)~ 可能加工失稳.为此，Prasad等☒根据大变形极大值 ()可见：当温度达到1000℃时，合金开始发生动态再 原理，提出了流变失稳的判据方程： 结晶.1000℃试样的原始奥氏体晶界附近和晶粒内部 专=血ml+m]+m-班m+m]+m<0. 生成大量细小的动态再结晶晶粒，平均晶粒尺寸6μm alne alge 左右，再结晶分数60%以下.变形温度提高到1100℃ (21) 时，动态再结晶区域扩大，再结晶分数最大可达90% 式中为失稳参数.专<0，表示加工失稳，加工失稳的 左右，同时晶粒的等轴性更加明显，尺寸为6~17μm. 现象主要为剪切带、空洞、楔形压裂等 当变形温度为1200℃时，动态再结晶发生完全，看不 将利用式(20)计算的功率耗散速率因子和式 到原始奥氏体晶界，但由于变形温度过高，热量和残余 (21)计算的失稳系数叠加到由变形温度和对数应变 形变能使晶粒尺寸长大到13~24m. 速率表示的二维平面图上，得到加工图.本文建立了 综合热加工图和金相组织发现：温度在1000~ 应变量为0.92时的加工图，如图6所示.从图中看 1100℃，应变速率不大于1s的区域，材料加工性能唐海燕等: Cr--Co--Mo--Ni 齿轮钢的热变形行为及模锻工艺的有限元模拟 图 5 不同温度区间的 lnZ--ln［sinh( 0. 00372σp) ］曲线 Fig． 5 lnZ--ln［sinh( 0. 00372σp) ］curve at different temperatures 式中 m 表示流变应力随应变速率变化的敏感程度． m 值大，表示应变速率对流变应力的影响显著． 由 DMM 理论可知，材料发生变形时，单位体积消 耗的瞬时功率 P 的大小为应变速率 ε · 与流变应力 σ 的积，是耗散量 G 与耗散协量 J 的和． P = σ ε· = G + J = ∫ σ 0 ε ·dσ + ∫ ε · 0 σdε ·． ( 17) 当温度与应变量一定时，对式( 16) 积分，结合式( 17) 得到 P = σ ε· 1 + m + mσε · 1 + m． ( 18) 从式( 18) 可以看出: m = 0，系统没有能量耗散; 0 ＜ m ＜ 1，系统非稳态耗散; m = 1，耗散量与耗散协量相 等，耗散协量达到最大值． 耗散协量效率因子 η 为耗 散协量 J 与最大耗散协量 Jmax的比值． Jmax = P 2 = σε · 2 ， ( 19) η = J Jmax = 2m 1 + m． ( 20) η 是量纲一的变量，又叫功率耗散速率因子． 当应变 量一定时，它与影响耗散协量的参数( 温度，应变速 率) 有关，揭示了材料变形过程，由于微观组织演变等 非形变能与形变过程总能量耗损的关系，定量地反映 了材料的加工性能． 实际加工中，η 值较大的区域也 可能加工失稳． 为此，Prasad 等［12］根据大变形极大值 原理，提出了流变失稳的判据方程: ξ = ln［m /( 1 + m) ］ lnε · + m = lg［m /( 1 + m) ］ lgε · + m ＜ 0． ( 21) 式中 ξ 为失稳参数． ξ ＜ 0，表示加工失稳，加工失稳的 现象主要为剪切带、空洞、楔形压裂等． 将利用 式( 20 ) 计算的功率耗散速率因子和式 ( 21) 计算的失稳系数叠加到由变形温度和对数应变 速率表示的二维平面图上，得到加工图． 本文建立了 应变量为 0. 92 时的加工图，如图 6 所示． 从图中看 出，此合金的加工失稳主要包括以下两个区域: 温度 700 ～ 720 ℃，应变速率 1. 0 ～ 50 s － 1 ; 温度 850 ～ 1200 ℃，应变速率 0. 78 ～ 50 s － 1 ． 对于此钢种来说，第 1 个 区域属于低温高应变速率区，即当应变速率大于 1. 0 s － 1时会发生流变失稳． 材料在低温高应变区出现失 稳的原因可能是由于应变速率比较高时，试样在变形 过程中产生的热量来不及扩散，使得内部温度不均匀， 在试样的高温区域产生大的局部塑性流变导致绝热剪 切带出现，而绝热剪切带出现的区域又往往伴随着裂 纹的出现，从而使材料失稳［28--29］． 此时的变形机制为 晶界滑移和晶界扩散［9］． 图 6 Cr--Co--Mo--Ni 高合金钢在应变为 0. 92 的热加工图 Fig． 6 Hot processing map of Cr--Co--Mo--Ni high alloy steel at a strain of 0. 92 为弄清该钢种流变失稳的原因，观察了热压缩试 样在应变量 0. 92、应变速率 1 s － 1以及 700 ～ 1200 ℃ 时 的组织形貌，如图 7 所示． 从图 7( a) ～ ( c) 中看出，当 温度在 700 ～ 900 ℃时试样中有明显的绝热剪切带，说 明材料在该区域出现流变失稳与剪切带有关． 热加工 图的第 2 个失稳区域属于高温高应变速率区，在此区 域出现失稳可能是由于在高应变速率下，位错密度高， 变形不均匀性大，滑移变形难以继续进行，局部发生应 力集中［11］． 热加工图是研究 Ni 基奥氏体钢的一种有效手段， 一般认为热加工图的功率耗散值在 0. 3 以上的区域适 合加工，此时合金会发生动态再结晶． 由图 7 ( d) ～ ( f) 可见: 当温度达到 1000 ℃时，合金开始发生动态再 结晶． 1000 ℃试样的原始奥氏体晶界附近和晶粒内部 生成大量细小的动态再结晶晶粒，平均晶粒尺寸 6 μm 左右，再结晶分数 60% 以下． 变形温度提高到 1100 ℃ 时，动态再结晶区域扩大，再结晶分数最大可达 90% 左右，同时晶粒的等轴性更加明显，尺寸为 6 ～ 17 μm． 当变形温度为 1200 ℃ 时，动态再结晶发生完全，看不 到原始奥氏体晶界，但由于变形温度过高，热量和残余 形变能使晶粒尺寸长大到 13 ～ 24 μm． 综合热加工图和金相组织发现: 温度在 1000 ～ 1100 ℃，应变速率不大于 1 s － 1 的区域，材料加工性能 · 18 ·