高强度冷镦用钢20MnTiB具有较好的冷镦性能和较高的强度和淬透性^[1]，其线材主要用于生产大变形的高强度螺栓。多数高强螺栓是通过多工位冷镦成形技术生产制备，该技术是将大变形量和复杂变形的零件分成三到六工位进行镦锻成形，且多工位在同一台冷镦机上通过机械手夹钳传递实现同步生产，使多工位冷镦件的生产具备成形速度快、质量高等特性(每分钟生产的冷镦件在60~200件)，满足了市场对外形复杂、高质、高精的冷镦件需求^[2]，是螺栓、螺母等紧固件和小型异型件的重要成形技术。近年来，学者对冷成形技术的研究主要集中在单工序冷变形+热处理后的回复和再结晶组织细化^{[3, 4, 5]}、形变诱导相变^[6]、奥氏体合金钢中的孪晶诱发塑性^[7]等，且大多讨论的是较低速率冷锻、冷挤压技术^{[8, 9]}、多向锻造^{[10, 11]}技术等方面的成形特点，而对成形速率较快、室温条件下变形的多工位冷镦变形研究的甚少，国外主要是变形工艺过程的探讨^{[12, 13]}，本工作通过分析多工位冷镦变形后的组织性能的变化规律，把20MnTiB高强螺栓的宏观现象与其微观本质联系起来，以便了解冷镦成形的微观机理和锻件的内在质量，为提高螺栓综合性能及多工位冷镦成形工艺的研究提供依据。

实验材料及样品是由宁波思进机械有限公司提供的20MnTiB高强螺栓冷镦件及其同批次的冷镦钢盘条毛坯，经斯派克直读光谱仪AL3460测得材料的成分如下表 1。

高强螺栓由多工位冷镦成形机生产制备，各个工步是在辅助夹钳的传递下同时成形，其多工位冷镦成形工艺如图 1所示，包含剪切棒料、减径和镦头、二次镦头、三次墩头、挤压齿形。

	图 1 螺栓多工位冷镦工艺简图 Fig.1 The cold forging process of high strength bolt
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由于螺栓头部变形较复杂最能体现材料冷镦变形性能，故选择螺栓头部进行冷镦成形组织性能的研究，将螺栓头部沿轴心切取1/4，经研磨、抛光后在4%硝酸酒精溶液中腐蚀后备样观察微观组织。显微组织观察和硬度测试，结束后再从试样的不同分区切取Φ6mm×2mm的薄片制备X射线衍射试样。

在Leica光学显微镜和S-4800型场发射扫描电子显微镜(SEM)下观察不同区域的微观组织特征。在MH-3 型显微硬度计设置载荷为300 g，加载时间为10 s，卸载时间为5 s，在每个分区中分别选择铁素体珠光体组织测量试样的显微硬度并观察压痕的变化情况。采用MAX2200V PCD的X射线衍射仪，对不同区域进行组成相变化的X射线衍射分析。

采用Solidworks为不同工位建模，并用Deform-3D软件对上述螺栓的多工位冷镦成形工艺进行连续的数值模拟，最终取其螺栓头部区域进行应力应变云图分析，应变速率、冷镦典型变形分区点的跟踪分析等。

应变率是应变随时间的变化规律，金属材料在动载荷下的力学性能与静载荷下的力学性能不同，使应变率成为影响金属流动变形的一重要参数。根据应变率的范围不同，将变形分为高速撞击(≥10⁴s^-1)、高动态变形(10²~10⁴s^-1)、低动态变形(10^-1~10s^-1)、准静态变形(10^-6~10^-1s^-1)、蠕变和应力松弛(≤10^-6s^-1)等。

由于冷镦机是由卧式曲柄压力机发展而来，故滑块的位移是由公式(1)计算得出

式中：R为曲柄半径，α为曲柄转角，λ为连杆系数(一般取值0.1~0.2)。根据位移S和曲柄的转动角α可推导出滑块的瞬时速率简化公式(2)^[14]，其中w为角速度。

又因应变速率是应变与时间的比值，见公式(3)

式中：ε为应变，Δh为坯料高度的变化量，H为坯料的原始高度，v为模具移动的平均速率,可进一步计算得出应变速率是6.7s^-1。根据数值模拟结果，提取螺栓头部三次镦粗三大变形区(难变形区取点1、大变形区取点2、小变形区取点3)的模拟数值跟踪记录，从图 2可以看出，随着变形时间的推移，变形速率在0~16.1s^-1范围内变化。数值模拟和经验公式计算相互印证，高强螺栓的多工位冷镦成形处于0~10s^-1的低速动态变形^[15]。

	图 2 三次镦头跟踪不同点的应变率变化 (a)第一次镦头;(b)第二次镦头;(c)第三次镦头 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
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由于多工位冷镦成形速度相对较快，在高速多次冷镦的工况下，坯料(轧制态)原始宏观流线和微观晶粒的形状、尺寸及排布来不及与坯料的快速变形协同变化而不同程度地保留了原坯料宏观与微观性能，使得该区域具有一定的特性，即多工位冷镦成形的“遗留性”。

螺栓头部的截取如图 3所示：在快速冷镦变形过程中，螺栓头部出现了与低速平跕镦粗相似的变形分区：难变形Ⅰ区、大变形Ⅱ与Ⅲ区、小变形Ⅳ区。从螺栓成形过程可知，螺栓头部经过三次冷镦变形，受到三组冲模与坯料之间的摩擦力和模具约束力的影响^[16]，在冷镦力下难变形Ⅰ区的最大主应力方向下，加上快速镦粗高度上的瞬时缩短，使该区域的打破坯料轧制时的交替流线，又因此处的金属应变值小(图 3(a))没有形成新的加工流线，从图 3(b)可以看出无明显流线的暗色区域；大变形Ⅱ与Ⅲ区受到的各向阻力较小，金属处于有利变形的三向应力状态，该区域的金属向阻力最小的冲模与凹模的间隙流动，形成外鼓的螺栓头部轮廓，还可以看出连续的交替弧状加工流线^[17](图 3c)；小变形Ⅳ区，保留了棒料轧制表层小间距交替流线如图 3(c)，因该区域处于棒料表层在原始棒料热轧及冷却过程该表层变形大、冷却速度快、形核率较高组织细小^[18]。可见多工冷镦成形技术与其他冷成形技术一样，在镦锻完成后锻件有连续的加工流线和不同变形分区，但由于冷镦时坯料受力方向(压力)与轧制时原棒料的受力方向(拉力)相反，在快速多工位冷镦变形后不同的变形分区对原轧制态的加工流线的保留程度即“遗留性”不同，小变形区的“遗留性”最强，难变形区的宏观“遗留性”最差。

	图 3 试样截取及加工流线示意图 (a)应变分布图;(b)，(c)头部变形分区 Fig.3 Map of sample selecting and flow line (a)strain distribution map; (b), (c)deformation area of head
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多工位冷镦变形前后的微观组织变化较大，图 4是冷镦变形前的圆棒料沿着扎制方向切开后不同部位的组织图，可以看出从中心到棒料表层，黑色的珠光体带逐渐变细，白色铁素体晶粒也随着带状变化而不断细化^[19]，图 4(c)中可以看出细晶的表层出现了低温转变的碳化物。图 5是冷镦变形后不同变形分区的组织图，由于金相显微镜和扫描电镜两种设备的成像原理不同，两种照片中珠光体与铁素体的颜色有差异，图 5(b-1)中白色是珠光体(P)，灰色是铁素体(F)。图 5(a-1)与原始组织相比(图 4)，可看出难变形Ⅰ区组织变化显著，交替的长带状组织被打散，由于高强钢在扎制与镦粗的受力反向而产生的“包辛格效应”^[20]，使反向变形时的位错阻力小于继续正向变形时的位错阻力，铁素体晶粒内位错的大量迁移促使晶界滑移由原拉长晶变成等轴晶，珠光体侧随着铁素体晶界的滑移而成网状分布在铁素体晶界处，均没有明显的方向性。在剧烈变形的Ⅱ区和 Ⅲ区内形成纤维状的铁素体和颗粒状的珠光体组织(图 5(a-2),(a-3))，但总体分布依旧可以看出原始带状组织排布，由此可见大变形区具有一定的组织“遗留性”。由于铁素体的软韧性，在较大的冷镦力的冲击作用下铁素体晶界沿着最小阻力的方向迁移，形成纵向的纤维组织^[21]，难以辨别出晶粒的晶界。而珠光体是硬脆性^[22]，在冲击波作用下主要以弯曲扭折( 图 5(b-2),(b-3)) 和断裂的方式来协调铁素体基体的变形，最终形成团絮状和颗粒状，最小珠光体粒尺寸有6μm。小变形区是细小条纹状组织如图 5(a-4)，表现了明显的组织遗留性细小的铁素体和珠光体带。晶粒细小，晶粒内部和晶界附近的应变度相差较小，变形比较均匀^[24]，即使处在两拉一压的应力状态下，也没有产生应力集中引起的裂纹，可从图 3中看出高强螺栓的头部成型完好，没有造成冷镦加工时开裂现象。

	图 4 冷镦变形前棒料的原始组织 (a)中心处；(b)1/2半径处；(c)表层 Fig.4 Original structure of bar before cold forging process of high-strength (a)centre; (b)1/2 radius; (c)surface layer
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	图 5 不同变形分区的OM(a)和SEM(b)图像 (1)Ⅰ区；(2)Ⅱ区；(3)Ⅲ区；(4)Ⅳ区 Fig.5 OM(a)and SEM(b)micrographs of different deformation areas (1)Ⅰarea; (2)Ⅱarea; (3)Ⅲ area; (4)Ⅳarea
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塑性变形过程中产生同样的应变，在准静态塑性变形的情况下需要的时间长，变形功所产生的热扩散距离远，通常处理成等温过程；而在动态塑性变形的情况下，由于应变率高，热扩散时间和距离短，变形的过程往往被认为是绝热的过程。绝热温度可通过经验公式的计算得到，通常情况下温度的变化值是通过热测定法测得，本工作的绝热温升是通过数值模拟的热力耦合的方法测得，如图 6所示，从大小变形区的温度等值线可以看出，变形剧烈的区域温度值最高为280℃。由于多工位冷镦变形处于低动态变形阶段，没有产生绝热软化和剪切失稳现象。

	图 6 多工位冷镦后的温升 Fig.6 The temperature increment of multi-stage cold forging
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图 7是变形分区的XRD衍射峰图，各区域的峰值的2θ大致相同，但峰值的强弱变化明显。大变形区的B相与渗碳体(Fe₃C)相峰值明显减弱，可从图 5(a-1，a-2)的组织照片中看出珠光体的含量相对较少，这主要是因为冷镦变形速率较高，变形过程中塑性变形热来不及扩散，产生的绝热温升，阻碍了合金元素和碳化物的析出^[25]通过数值模拟图 6可以看出温度值由室温升高到280℃；而在小变形区与难变形区的渗碳体峰值相对较强如图 7(a)和7(d)，这是因为在坯料表层受模具和环境的散热，该区域冷却适中，加上合金元素的作用，碳化物和合金相析出较多(图 4(c))，且在小变形区还析出粒状碳化物组织(图 5(b-4))。

	图 7 不同变形分区的XRD衍射图谱 (a)Ⅰ区；(b)Ⅱ区；(c)Ⅲ区；(d)Ⅳ区 Fig.7 XRD patterns of different deformation areas (a)Ⅰarea; (b)Ⅱarea; (c)Ⅲ area; (d)Ⅳarea
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对不同分区的珠光体组织和铁素体组织进行显微硬度测试，通过图 8可看出：珠光体、铁素体的硬度值是随着变形剧烈程度的增加而增大，难变形区到大变形区的珠光体硬度值由232HV增加至330HV，增幅约为42%；相同条件下的铁素体硬度值由197HV增加至284HV ，增幅约为44%。可见，在低动态多工位冷镦变形的情况下铁素体与珠光体组织硬度值的增幅相近^[26]，产生的原因有二方面：(1)对于多相合金的塑性变形，当合金中两相的变形性能相差很大时，合金的塑性变形与第二相的含量有关，当第二相的体积分数占据30%左右^[27]，两相均发生塑性变形。利用铁碳相图及杠杆定律，根据表 1中钢的含量碳，可粗略地计算出钢中铁素体组织和珠光体组织的含量

式中：ω_α为铁素体的含量，ω_P为珠光体的含量。(2)因为铁素体与珠光体通过低动态多工位冷镦都产生了一定的组织细化，晶粒越细小则其强化效果越显著，可用经典的霍尔-配奇公式来解释，同样珠光体的屈服强度也可用霍尔-配奇公式来描述

式中：σ_s，σ_i分别为珠光体、铁素体的屈服强度；K_s为材料常数；s₀为珠光体片间距，塑性变形首先在软韧相铁素体中进行，当铁素体由于加工硬化使其流变应力达到珠光体的屈服极限时，相邻的珠光体开始塑性变形，并产生加工硬化。

	图 8 变形分区的硬度分布 Fig.8 The hardness distribution of different deformation areas
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(1)高强材料20MnTiB的多工位冷镦变形属于低动态变形，变形后内部出现明显的变形分区，各分区的宏观流线与微观组织的“遗留性”各异。

(2)难变形区珠光体团带状分布消失，沿铁素体晶界成网状分布；大变形分区在三次快速的镦粗下变形剧烈，形成铁素体纤维组织和粒状珠光体，但依旧看出原轧制状态交替分布的带状组织排布方向；小变形区几乎保留了所有冷镦圆钢的表层细晶区组织。

(3)从XRD的衍射峰可以看出，低动态冷镦变形的剧烈程度对内部相组成影响较小，但对相的峰值强弱影响较大。

(4)在低动态多工位冷镦成形条件下，高强钢20MnTiB组织的铁素体塑性相和渗碳体硬脆相均存在加工硬化，且硬度值的增幅相近。