C56E2轴承钢的热变形与动态再结晶行为

《Journal of Materials Research and Technology》：Hot Deformation and Dynamic Recrystallization Behavior of C56E2 Bearing Steel

　　永星胡、江华黄、海冰傅、洪超纪、洪平马、志良廖
浙江科技大学智能制造与能源工程学院，杭州310023，中国

**摘要**
为了研究C56E2轴承钢的流动行为和动态再结晶（DRX）特性，使用Gleeble-3800热模拟器在900至1200°C的变形温度范围内以及0.01至10 s-1的应变速率条件下进行了热压缩实验。获得了相应的真实应力-应变曲线，并采用电子背散射衍射（EBSD）技术来表征各种热变形条件下的位错分布和核平均位错（KAM）。结果表明，在低温和高应变速率条件下，不连续动态再结晶（DDRX）是主导机制。在这种状态下，动态再结晶过程不完全，由于显著的加工硬化作用，流动应力保持相对较高。随着变形温度的升高和应变速率的降低，变形晶粒内逐渐发展为连续动态再结晶（CDRX），从而导致动态再结晶软化效应增强，整体流动应力降低。光学显微镜（OM）观察发现，在给定温度下，平均动态再结晶晶粒尺寸随应变速率的增加而减小；而在恒定应变率下，晶粒生长随温度的升高而变得更加明显。基于实验结果，建立了C56E2钢的动态再结晶临界条件、动态再结晶体积分数和平均动态再结晶晶粒尺寸的模型，为工艺优化和工业生产提供了理论依据。

**1. 引言**
轴承钢是汽车轮毂轴承中的关键部件，负责载荷支撑和精确的动力传递[1]。随着汽车行业的迅速发展和市场需求的增加，轴承钢的质量对车辆安全至关重要[2]。在制造过程中，高清洁度和均匀、细化的晶粒结构是必不可少的，因为它们可以减少变形和裂纹；同时还能提高抗疲劳性能[3]。C56E2钢最初在德国开发，是一种中碳轴承钢，已在中国广泛替代GCr15钢和55钢使用。与GCr15钢相比，C56E2钢的生产成本显著较低。与成本相似的55钢相比，C56E2钢杂质含量更低，锰（Mn）含量更高，因此淬火硬度约为63 HRC，耐磨性能更优，整体机械性能也更好。经过适当的热处理后，C56E2钢能够持续具备高硬度、高抗拉强度（约1140 MPa）和优异的耐磨性。因此，它被广泛用于轴承和精密机械的制造。然而，随着C56E2钢在轮毂轴承及相关领域的应用不断扩大，其动态再结晶行为尚未得到系统研究。因此，研究C56E2钢的动态再结晶机制和晶粒生长演变对于优化热加工参数和提高轴承的服务性能具有重要意义。

动态再结晶主要通过两种机制发生：DDRX和CDRX，这两种机制都受变形温度和应变速率的强烈影响[4]。Long等人[5]使用等温压缩实验研究了Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金在各种变形条件下的动态再结晶行为，揭示了DDRX和CDRX之间的转变，并阐明了温度和应变率对再结晶和晶粒细化的影响。Yang等人[6]研究了AA1050铝合金在不同温度和应变速率下的动态再结晶行为，发现高温变形期间以CDRX为主，这对流动应力和微观结构演变有显著影响。Li等人[7]研究了18CrNiMo7-6钢的动态再结晶行为，并建立了本构模型，表明较高温度和较低应变速率促进了晶粒生长。Duan等人[8]通过数值模拟发现了34CrNiMo6高强度钢截面内再结晶晶粒的不均匀分布。Chen等人[9]建立了40Cr钢在热变形过程中的动态再结晶模型，表明动态再结晶体积分数和晶粒尺寸强烈依赖于变形条件，在高温和低应变速率下动态再结晶更容易发生。此外，Chen等人[10]通过等温压缩实验系统研究了GCr15轴承钢的动态再结晶行为，并建立了将动态再结晶体积分数和平均晶粒尺寸与Zener-Hollomon参数关联的模型，报告了在高温、低应变速率条件下晶粒的显著粗化现象。

**2. 材料和实验方法**
C56E2钢的化学成分通过光发射光谱（OES）确定，结果列于表1。该钢含有0.545 wt.%的碳（C）、0.275 wt.%的硅（Si）和0.890 wt.%的锰（Mn）。次要合金元素包括铬（Cr，0.160 wt.%）、镍（Ni，0.038 wt.%）、铜（Cu，0.036 wt.%）和钼（Mo，0.008 wt.%）。杂质P和硫（S）的含量保持在低水平（分别≤0.011 wt.%和≤0.002 wt.%），表明其冶金洁净度良好。其余部分为铁（Fe，约97.96 wt.%）。这种成分属于典型的中碳合金钢，对热变形过程中的相变、动态再结晶和微观结构演变有重要影响。金相观察和XRD分析（图1）显示，C56E2钢的主要相为铁素体（α-Fe）。用于热压缩实验的圆柱形试样尺寸为?8 mm × 12 mm。等温压缩实验使用Gleeble-3800热机械模拟器进行，如图2所示。变形温度范围为900至1200°C，应变速率为0.01至10 s-1。变形前，试样以10 °C/s的速度加热到1200°C并保持180秒以实现完全均匀的奥氏体化。然后以5 °C/s的速度冷却到目标变形温度并保持180秒以确保温度均匀性。在规定条件下进行热压缩后，试样立即淬火至室温以保持变形后的微观结构[11]。测试后，使用线切割电火花加工沿压缩方向切割试样，随后进行标准研磨和抛光。进行金相蚀刻以暴露微观结构，便于光学显微镜观察。

**表1. C56E2钢的化学成分**
| 元素 | 含量 | |
|------------|-------------|------|
| C | 0.545 | |
| Si | 0.275 | |
| Mn | 0.890 | |
| Cr | 0.160 | |
| Ni | 0.038 | |
| Cu | 0.036 | |
| Mo | 0.008 | |
| P | ≤0.011 | |
| S | ≤0.002 | |
| Fe | 约97.96 | |

**图1. C56E2钢的XRD图谱**

**3. 流动行为和动态再结晶机制分析**
**3.1. 流动应力曲线分析**
图3显示了C56E2钢在不同变形条件下的流动应力-应变曲线。随着应变的增加，流动应力最初上升，然后逐渐降至稳定状态。这种行为是由于热变形过程中的加工硬化和动态软化之间的竞争所致，其中动态软化主要由动态恢复（DRV）和动态再结晶（DRX）引起[12]。在较高应变速率下，DDRX占主导地位。逐渐形成DRX核，更高的温度增强了位错扩散、晶界滑移和迁移，为再结晶提供了额外的驱动力。在这些条件下，CDRX也开始发生。由DRX引起的软化效应从局部区域逐渐扩展到整个微观结构。当位错湮灭速率超过由加工硬化引起的位错增殖速率时，流动应力迅速下降。在较低应变速率下，CDRX成为主要机制。在变形初期，位错快速增长而动态恢复受限，导致显著的加工硬化和流动应力急剧上升。一旦应变达到临界值，变形晶粒内的低角度晶界吸收位错并逐渐转变为高角度晶界，从而细分原始晶粒并形成细小的再结晶结构。CDRX引起的软化作用增加了位错湮灭速率并抑制了加工硬化，减缓了流动应力的上升。此外，较高的温度增强了原子和位错的移动性，进一步促进了CDRX的发生，降低了流动应力[13][14][15]。

**3.2. 动态再结晶机制分析**
图4a-c显示了C56E2钢在900°C下不同应变速率下的微观结构。在1 s-1的应变速率下（图4a），一些原始晶粒被垂直于加载方向压缩，呈现出典型的“项链”结构或锯齿状晶界。这些项链结构的形成归因于低温条件下局部位错密度的差异引起的晶界迁移。而在0.1 s-1的较低应变速率下（图4b），原始晶粒内的低角度晶界通过连续吸收位错逐渐转变为高角度晶界。新形成的晶粒不仅细分了变形晶粒，还促进了CDRX的发展。当应变速率进一步降低至0.01 s-1时（图4c），变形能量有足够的时间驱动晶界迁移，使晶粒聚集和生长。这一过程导致一些晶界消失，并出现异常晶粒粗化。此时，CDRX引起的软化加速了位错湮灭，有效减少了加工硬化，流动应力显著下降[16][17]。

**4. 动态再结晶动力学模型**
**4.1. 动态再结晶临界应变和峰值应变模型**
动态再结晶的临界应变（εc）定义为热变形过程中动态再结晶开始时的应变。Najafizadeh等人[20]使用三次多项式（方程1）拟合了加工硬化率（θ）与应变（ε）之间的关系。通过对这个拟合方程求导并绘制?lnθ/?lnε与ε的关系图，确定了C56E2钢动态再结晶的临界应变。或者，也可以直接从流动曲线中加工硬化率θ = 0的点获得临界应变。为了减少实验数据的散布，使用非线性回归对原始数据进行了平滑处理，并应用方程（2）得到更精细的曲线[21]。例如，图5显示了900°C和0.01 s-1条件下的处理后的曲线。

**图6. 临界应变拟合曲线**
图6a显示了900°C和0.01 s-1条件下的拟合临界应变曲线。lnθ-ε曲线在ε = 0.09812处出现峰值，表明临界应变εc = 0.09812。此时，加工硬化率达到最小值，标志着C56E2钢的变形方式从加工硬化主导转变为动态再结晶控制软化。此外，使用方程（1）拟合了不同变形条件下的流动应力-应变曲线，从而确定了临界应变（εc）和峰值应变（εp）。根据图6b中的拟合结果，得到k的值为0.48006[22]。

**4.2. 峰值应变的确定**
在热压缩实验中，初始晶粒尺寸d0是常数，因此在参数确定过程中可以忽略其影响。因此，方程（4）可简化为方程（5）：
\[ \frac{\ln(\sigma)}{\epsilon} = \frac{k \cdot \epsilon^2}{2 \cdot A \cdot (1 - \epsilon^{3/2}) + B \cdot (\epsilon - \epsilon_c)^2} \]
对两边取自然对数得到方程（6）：
\[ \ln(\sigma) = k \cdot \epsilon^{3/2} \cdot \epsilon^{2} - A \cdot (\epsilon - \epsilon_c)^2 \]
对方程（6）进行线性回归，得到m1 = 0.2203和Q1 = 37386.91。将m1和Q1代入方程（6），计算出每个变形条件的参数A，其平均值为0.011387。通过将这些参数代入相应的方程中，最终建立了C56E2钢动态再结晶的临界条件模型，如方程(7)所示。(7)下载：下载高分辨率图像（290KB）下载：下载全尺寸图像图7. 峰值模型参数的拟合结果(a) ln -lnεp；(b) 1/T- lnεp4.2. 动态再结晶体积分数模型Avrami模型[23]通常用于描述动态再结晶体积分数与时间之间的关系。可以从流变应力-应变曲线准确确定动态再结晶分数。相应的方程分别为方程(8)和(9)。(8)(9)其中Xdrx是动态再结晶体积分数，ε是真实应变，εc是临界应变，ε0.5是实现50%动态再结晶时的应变，Q2是动态再结晶的活化能（J/mol），kd、βd、a2、n2和m2是材料常数，R是通用气体常数。动态再结晶在金属的热加工过程中对确定微观结构起着关键作用。通过形核和生长，动态再结晶不仅降低了流变应力，还细化了晶粒，从而提高了材料的整体性能。根据Laasraoui等人的研究[24]，热变形过程中的动态再结晶程度取决于流变应力，如方程(10)所示。(10)其中σdrv是动态恢复过程中的流变应力，σsat是与动态恢复相关的稳态应力，σss表示与动态再结晶相对应的稳态应力，而σ表示动态再结晶过程中的瞬时流变应力。Poliak和Jonas[25]分析了加工硬化率(θ)与流变应力(σ)之间的关系，如图8a所示。σ-θ曲线上的拐点对应于动态再结晶开始的临界条件。在此点绘制的切线与θ = 0轴相交于动态恢复的稳态应力σsat。当θ等于零时，加工硬化和动态软化达到平衡，流变曲线达到其峰值应力。随着动态软化的持续，θ减小并最终再次趋近于零，表明动态再结晶完成。此时，流变应力达到稳态值σss。σss和σ都是直接从真实应力-应变曲线获得的。相比之下，σdrv表示在以加工硬化和动态恢复为主导的热压缩过程中的流变应力。它是使用方程(11)计算得出的。(11)下载：下载高分辨率图像（789KB）下载：下载全尺寸图像图8. XDRX模型参数的拟合结果(a) σ-θ；(b) ε-σ；(c) ε-Xdrx；(d) ln[(ε-εc)/ε0.5]-ln[-ln(1-Xdrx]以900°C和0.01 s-1的变形条件为例，首先使用方程(11)处理数据以获得拟合的σdrv曲线。然后将得到的值代入方程(10)来计算作为应变函数的动态再结晶体积分数。如图8b所示，动态再结晶分数达到50%时的应变为ε0.5 = 0.3224。使用相同的程序，获得了不同变形条件下的Xdrx曲线，如图8c所示。对方程(8)取对数得到重新写的形式，如方程(12)所示。(12)通过将不同变形条件下的动态再结晶体积分数及其对应的ε0.5值代入方程(12)并进行线性回归，得到了图8d所示的拟合结果。从这个线性拟合中，参数kd = 2.42358和βd = 1.4459被确定。对方程(9)取自然对数得到以下形式：(13)考虑到初始晶粒尺寸d0在变形过程中保持不变，其对计算结果的影响可以忽略。因此，方程(13)可以重写为：(14)在不同变形条件下得到的拟合曲线绘制在图9中。通过对m2和Q2的取平均值，m2被确定为0.18625，Q2被确定为36574.963 J/mol。将这些值代入方程(13)可以得到每种条件下的a2值，该参数的平均值为a2 = 0.01701。下载：下载高分辨率图像（268KB）下载：下载全尺寸图像图9. Xdrx模型参数的拟合结果(a) ln -lnε0.5；(b) 1/T- lnε0.5综上所述，将得到的参数代入方程(8)和(9)可以得到方程(15)中给出的动态再结晶体积分数模型。(15)为了验证所建立的动态再结晶体积分数模型的准确性，通过线性拟合将预测的Xdrx值与实验结果进行了比较，如图10所示。决定系数R2为0.966，表明该模型具有很高的预测准确性。下载：下载高分辨率图像（180KB）下载：下载全尺寸图像图10. Xdrx模型的验证4.3. 动态再结晶晶粒尺寸模型在热变形过程中，晶粒尺寸在不同的变形参数下表现出显著的变化[26]。图11a-c显示了在1000°C下以不同应变率变形的C56E2钢的微观结构。随着应变率的降低，平均晶粒尺寸从25.03 μm增加到37.93 μm。在低应变率0.01 s-1（图11a）下，相对较慢的变形导致位错积累率降低，储存在晶界的变形能量逐渐增加。由此产生的能量存储不均匀性进一步放大，促使晶界向高能区域凸起，促进了凸起形核过程的完成。随着新形成的动态再结晶晶粒的持续生长和合并，原始变形的晶界逐渐被消耗（图11b），最终形成了更大的再结晶晶粒。相比之下，在高应变率10 s-1（图11c）下，位错迅速积累，显著增加了储存在晶界的变形能量，增强了动态再结晶的驱动力，从而促进了形核。然而，由于变形时间较短，再结晶晶粒没有足够的时间完全生长，导致出现了大量的细小多边形动态再结晶晶粒，宏观上形成了细化的微观结构[27]，[28]。下载：下载高分辨率图像（3MB）下载：下载全尺寸图像图11. 不同变形条件下的微观结构。(a) 1000°C-0.01s-1；(b) 1000°C-0.1s-1；(c) 1000°C-1s-1；(d) 1000°C-10s-1；(e) 1100°C-10s-1；(f) 1200°C-10s-1图11d-f显示了在10 s-1的应变率下不同温度下变形的C56E2钢的微观结构。随着温度的升高，平均晶粒尺寸从22.09 μm增加到47.38 μm。在1000°C的变形温度下（图11d），材料表现出相对较高的流变应力，而原子扩散和晶界迁移受到限制。尽管较高的存储变形能量有利于动态再结晶形核，但晶粒生长仍然受到限制，导致了细晶粒微观结构。当变形温度升高到1100°C（图11e）时，原子扩散和晶界移动性显著增强，导致动态再结晶更加完全，新形成的晶粒逐渐演变为等轴晶粒。在1200°C（图11f）下，动态再结晶晶粒在高温下继续生长，导致平均晶粒尺寸增加和微观结构的明显粗化[29]，[30]。不同变形条件下的平均晶粒尺寸显示在图12c中。因此，使用Sellars模型[31]来描述晶粒尺寸(16)下载：下载高分辨率图像（595KB）下载：下载全尺寸图像图12. 参数拟合曲线(a) ln - lnDdrx；(b) 1/T-lnDdrx；(a) Ddrx的演变行为；(b) Ddrx模型的验证考虑到在变形过程中初始晶粒尺寸d0保持不变，其对计算结果的影响可以忽略。对方程(16)取对数，可以将其重写为方程(17)。(17)将不同应变条件下测量到的平均晶粒尺寸代入方程(17)，得到了各种变形条件的拟合曲线，如图12a，b所示。对m3和Q3的取平均值得到m3 = -0.05146和Q3 = -42,750.3 J/mol。将m3和Q3代入方程(16)可以得到每种条件下的相应a3值，其平均值为a3 = 1808.0424。基于这些参数，建立了平均动态再结晶晶粒尺寸的本构模型，如方程(18)所示。预测的Ddrx值与测量值进行了线性拟合，得到的R2值为0.931（图12d）。这证实了晶粒尺寸模型的准确性和有效性。(18)5. EBSD表征与分析热压缩后，样品立即淬火，导致原始奥氏体完全转变为马氏体。研究表明，马氏体与原始奥氏体保持明确的晶体取向关系（Kurdjumov-Sachs），从而可以重建原始奥氏体晶粒结构[32]。图13展示了在不同温度下以1 s-1的应变率变形的C56E2钢的重建奥氏体取向扩散（GOS）和KAM图。随着变形温度从900°C升高到1100°C，动态再结晶（DRX）机制从不连续DRX（DDRX）转变为连续DRX（CDRX）。在较低温度（900°C）下，大晶粒中的高角度晶界（HAGBs）比例约为15%，晶粒内部有大量的低角度晶界（LAGBs）。细晶粒沿着原始晶界形成，表明位错积累和重排导致了亚晶粒的形成，这些亚晶粒随后形核并生长为新的再结晶晶粒，这是早期DDRX阶段的特征。在中等温度（1000°C）下，晶粒内的亚晶粒旋转变得更加明显。HAGB比例降低到13.9%，而平均KAM从0.75°增加到0.85°。这表明位错的生成速度超过了湮灭速度，导致局部位错积累大量增加。晶内亚晶界的形成和演变促进了向CDRX机制的转变。在最高温度（1100°C）下，HAGB比例进一步降低到13%，平均KAM显著下降，表明通过亚晶粒旋转和再结晶有效消除了位错。这种局部晶内畸变的减少导致了CDRX机制的显著主导。总结来说，不同温度下位错生成与湮灭之间的竞争决定了LAGBs、HAGBs和KAM的演变，反映了从DDRX主导转变为CDRX主导的动态再结晶。[33]，[34]，[35]，[36]下载：下载高分辨率图像（3MB）下载：下载全尺寸图像图13. 不同变形条件下的EBSD微观结构表征(a) 900°C-1s-1；(b) 1000°C-1s-1；(c) 1100°C-1s-1图14展示了在1100°C下以不同应变率变形的C56E2钢的重建GOS和KAM图。随着应变率从0.1 s-1增加到1 s-1，HAGBs的比例从11.9%上升到13%。在这个范围内，CDRX主导了晶界演变，亚晶粒旋转有效地将LAGBs转变为HAGBs。相应的KAM值几乎保持不变，表明局部晶内畸变部分得到了缓解。当应变率进一步增加到10 s-1时，晶粒内部迅速积累位错，而亚晶粒旋转和LAGB到HAGB的转变落后。结果，HAGB比例降低到8.5%，局部高位错密度区域显著增加，KAM值显著上升。在这个高温下，HAGBs和KAM随应变率的演变遵循不同的趋势：HAGBs最初增加然后减少，而KAM在低应变率下保持稳定但在高应变率下显著增加。这些趋势反映了位错积累与晶界演变之间的复杂相互作用，突显了CDRX在控制微观结构发展中的主导作用。下载：下载高分辨率图像（3MB）下载：下载全尺寸图像图14. 不同变形条件下的EBSD微观结构表征(a) 1100°C-0.1s-1；(b) 1100°C-1s-1；(c) 1100°C-10s-1图15a显示了C56E2钢在IPF图中的原始微观结构，揭示了铁素体（Bcc）晶粒是随机取向的，包含细小碎片状和多边形晶粒的混合。图15b-d展示了在不同变形条件下重建的奥氏体GOS图。在900°C和1 s-1（图15b）下，小的动态再结晶晶粒（GOS ≈ 3°）沿着大晶粒的边界形核并生长，形成了不规则的链状图案。在1000°C和1 s-1（图15c）下，随着CDRX成为主导，大晶粒的内部被细分为更小、更均匀的晶粒，晶内GOS降低，表明在这个温度下动态再结晶已经完全发展。在1100°C和1 s-1（图15d）下，CDRX机制进一步加剧。在晶粒生长过程中，亚晶粒和周围的细小晶粒逐渐合并，导致晶内畸变增加。局部过度变形的晶粒的存在反映了应变的不均匀性和不同的晶粒生长速率，这是在高温下动态再结晶过程中观察到的典型微观结构特征。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图15.不同变形条件下微观结构的EBSD表征：
(a) 初始微观结构的IPF图；
(b) 900°C-1s-1；
(c) 1000°C-1s-1；
(d) 1100°C-1s-1

结论：
(1) 扫描电子显微镜(OM)和电子背散射衍射(EBSD)的结果表明，C56E2钢的动态再结晶(DRX)软化行为对变形温度极为敏感。随着温度的升高和应变速率的降低，热变形过程中的主导软化机制逐渐从动态动态再结晶(DDRX)转变为动态共晶再结晶(CDRX)，同时微观结构也从链状结构演变为等轴晶粒。在此过程中，DRX软化效应增强，导致流动应力的逐渐降低。
(2) 在高温和低应变速率条件下，C56E2钢中的DRX晶粒能够充分形核并生长，通常伴随着局部晶粒粗化。相反，在低温和高应变速率条件下，尽管DRX的形核率相对较高，但由于变形时间有限且再结晶不足，晶粒结构仍然保持细小。
(3) 基于应力-应变曲线的计算，建立了C56E2钢的动态再结晶临界模型、动态再结晶动力学模型以及晶粒尺寸模型。