肖志玲，劉百宣，孫紅星，2，劉　華

(1 鄭州機械研究所，鄭州 450001；2 西安交通大學 機械工程學院，西安 710049)

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高強鋼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 鄭州機械研究所，鄭州 450001；2 西安交通大學 機械工程學院，西安 710049)

通過對高強螺栓多工位冷鐓變形分區(qū)的金屬流動、顯微組織、力學性能及其變化規(guī)律進行分析，并采用Deform-3D數值模擬和實際產品成形相結合的方法，來研究高強材料的多工位冷鐓變形行為。結果表明：多工位冷鐓變形屬于低動態(tài)變形；大、小變形區(qū)的宏觀流線和顯微組織有明顯的“遺留性”，而難變形區(qū)由于高強材料的“包辛格效應”，鐵素體由拉長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；通過低動態(tài)多工位冷鐓變形，20MnTiB高強鋼微觀組織中鐵素體和珠光體均發(fā)生了形變強化，且硬度值的增幅相近。

高強金屬材料; 變形分區(qū); 遺留性;形變強化

高強度冷鐓用鋼20MnTiB具有較好的冷鐓性能和較高的強度和淬透性[1]，其線材主要用于生產大變形的高強度螺栓。多數高強螺栓是通過多工位冷鐓成形技術生產制備，該技術是將大變形量和復雜變形的零件分成三到六工位進行鐓鍛成形，且多工位在同一臺冷鐓機上通過機械手夾鉗傳遞實現同步生產，使多工位冷鐓件的生產具備成形速度快、質量高等特性(每分鐘生產的冷鐓件在60～200件)，滿足了市場對外形復雜、高質、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。近年來，學者對冷成形技術的研究主要集中在單工序冷變形+熱處理后的回復和再結晶組織細化[3-5]、形變誘導相變[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[8,9]、多向鍛造[10,11]技術等方面的成形特點，而對成形速率較快、室溫條件下變形的多工位冷鐓變形研究的甚少，國外主要是變形工藝過程的探討[12,13]，本工作通過分析多工位冷鐓變形后的組織性能的變化規(guī)律，把20MnTiB高強螺栓的宏觀現象與其微觀本質聯系起來，以便了解冷鐓成形的微觀機理和鍛件的內在質量，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。

1　實驗和數值模擬條件

1.1實驗材料及試樣的制備

實驗材料及樣品是由寧波思進機械有限公司提供的20MnTiB高強螺栓冷鐓件及其同批次的冷鐓鋼盤條毛坯，經斯派克直讀光譜儀AL3460測得材料的成分如下表1。

表1　20MnTiB鋼化學成分(質量分數/%)

高強螺栓由多工位冷鐓成形機生產制備，各個工步是在輔助夾鉗的傳遞下同時成形，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圖Fig.1　The cold forging process of high strength bolt

由于螺栓頭部變形較復雜最能體現材料冷鐓變形性能，故選擇螺栓頭部進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試，結束后再從試樣的不同分區(qū)切取φ6mm×2mm的薄片制備X射線衍射試樣。

1.2實驗設備

在Leica光學顯微鏡和S-4800型場發(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 型顯微硬度計設置載荷為300 g，加載時間為10 s，卸載時間為5 s，在每個分區(qū)中分別選擇鐵素體珠光體組織測量試樣的顯微硬度并觀察壓痕的變化情況。采用MAX2200V PCD的X射線衍射儀，對不同區(qū)域進行組成相變化的X射線衍射分析。

1.3數值模擬條件

采用Solidworks為不同工位建模，并用Deform-3D軟件對上述螺栓的多工位冷鐓成形工藝進行連續(xù)的數值模擬，最終取其螺栓頭部區(qū)域進行應力應變云圖分析，應變速率、冷鐓典型變形分區(qū)點的跟蹤分析等。

2　結果與分析

2.1多工位冷鐓成形應變率的確定

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

由于冷鐓機是由臥式曲柄壓力機發(fā)展而來，故滑塊的位移是由公式(1)計算得出

(1)

式中：R為曲柄半徑，α為曲柄轉角，λ為連桿系數(一般取值0.1～0.2)。根據位移S和曲柄的轉動角α可推導出滑塊的瞬時速率簡化公式(2)[14]，其中w為角速度。

(2)

又因應變速率是應變與時間的比值，見公式(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))原始宏觀流線和微觀晶粒的形狀、尺寸及排布來不及與坯料的快速變形協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宏觀流線的遺留性

螺栓頭部的截取如圖3所示：在快速冷鐓變形過程中，螺栓頭部出現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)。從螺栓成形過程可知，螺栓頭部經過三次冷鐓變形，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)的最大主應力方向下，加上快速鐓粗高度上的瞬時縮短，使該區(qū)域的打破坯料軋制時的交替流線，又因此處的金屬應變值小(圖3(a))沒有形成新的加工流線，從圖3(b)可以看出無明顯流線的暗色區(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，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[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程該表層變形大、冷卻速度快、形核率較高組織細小[18]?？梢姸喙だ溏叧尚渭夹g與其他冷成形技術一樣，在鐓鍛完成后鍛件有連續(xù)的加工流線和不同變形分區(qū)，但由于冷鐓時坯料受力方向(壓力)與軋制時原棒料的受力方向(拉力)相反，在快速多工位冷鐓變形后不同的變形分區(qū)對原軋制態(tài)的加工流線的保留程度即“遺留性”不同，小變形區(qū)的“遺留性”最強，難變形區(qū)的宏觀“遺留性”最差。

圖2　三次鐓頭跟蹤不同點的應變率變化　(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，白色鐵素體晶粒也隨著帶狀變化而不斷細化[19]，圖4(c)中可以看出細晶的表層出現了低溫轉變的碳化物。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，交替的長帶狀組織被打散，由于高強鋼在扎制與鐓粗的受力反向而產生的“包辛格效應”[20]，使反向變形時的位錯阻力小于繼續(xù)正向變形時的位錯阻力，鐵素體晶粒內位錯的大量遷移促使晶界滑移由原拉長晶變成等軸晶，珠光體側隨著鐵素體晶界的滑移而成網狀分布在鐵素體晶界處，均沒有明顯的方向性。在劇烈變形的Ⅱ區(qū)和 Ⅲ區(qū)內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)) 和斷裂的方式來協調鐵素體基體的變形，最終形成團絮狀和顆粒狀，最小珠光體粒尺寸有6μm。小變形區(qū)是細小條紋狀組織如圖5(a-4)，表現了明顯的組織遺留性細小的鐵素體和珠光體帶。晶粒細小，晶粒內部和晶界附近的應變度相差較小，變形比較均勻[24]，即使處在兩拉一壓的應力狀態(tài)下，也沒有產生應力集中引起的裂紋，可從圖3中看出高強螺栓的頭部成型完好，沒有造成冷鐓加工時開裂現象。

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

塑性變形過程中產生同樣的應變，在準靜態(tài)塑性變形的情況下需要的時間長，變形功所產生的熱擴散距離遠，通常處理成等溫過程；而在動態(tài)塑性變形的情況下，由于應變率高，熱擴散時間和距離短，變形的過程往往被認為是絕熱的過程。絕熱溫度可通過經驗公式的計算得到，通常情況下溫度的變化值是通過熱測定法測得，本工作的絕熱溫升是通過數值模擬的熱力耦合的方法測得，如圖6所示，從大小變形區(qū)的溫度等值線可以看出，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態(tài)變形階段，沒有產生絕熱軟化和剪切失穩(wěn)現象。

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較少，這主要是因為冷鐓變形速率較高，變形過程中塑性變形熱來不及擴散，產生的絕熱溫升，阻礙了合金元素和碳化物的析出[25]通過數值模擬圖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)的滲碳體峰值相對較強如圖7(a)和7(d)，這是因為在坯料表層受模具和環(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力學性能的變形

對不同分區(qū)的珠光體組織和鐵素體組織進行顯微硬度測試，通過圖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，在低動態(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]，產生的原因有二方面：(1)對于多相合金的塑性變形，當合金中兩相的變形性能相差很大時，合金的塑性變形與第二相的含量有關，當第二相的體積分數占據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，根據表1中鋼的含量碳，可粗略地計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)因為鐵素體與珠光體通過低動態(tài)多工位冷鐓都產生了一定的組織細化，晶粒越細小則其強化效果越顯著，可用經典的霍爾-配奇公式來解釋，同樣珠光體的屈服強度也可用霍爾-配奇公式來描述

(6)

式中：σs，σi分別為珠光體、鐵素體的屈服強度；Ks為材料常數；s0為珠光體片間距，塑性變形首先在軟韌相鐵素體中進行，當鐵素體由于加工硬化使其流變應力達到珠光體的屈服極限時，相鄰的珠光體開始塑性變形，并產生加工硬化。

3　結論

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

(2)難變形區(qū)珠光體團帶狀分布消失，沿鐵素體晶界成網狀分布；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晶區(qū)組織。

(3)從XRD的衍射峰可以看出，低動態(tài)冷鐓變形的劇烈程度對內部相組成影響較小，但對相的峰值強弱影響較大。

(4)在低動態(tài)多工位冷鐓成形條件下，高強鋼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

國家科技重大專項資助項目(2013ZX04002081)

2014-11-06；

2015-11-18

劉華(1962-)，男，博士生導師，主要從事冷熱精密鍛造的研究，聯系地址：鄭州市新技術開發(fā)區(qū)楓場街10號鄭州機械研究所鍛壓室(450001)，E-mail：13903832971@163.com