尹慧 翟瑞志 滕樹(shù)滿

(1.中國(guó)第二重型機(jī)械集團(tuán)德陽(yáng)萬(wàn)航模鍛有限責(zé)任公司，四川 德陽(yáng) 618000)(2.廣西柳州鋼鐵集團(tuán)有限公司，廣西 柳州 545002)

關(guān)鍵字：55NiCrMoV7模具鋼；JMatPro7.0；析出相預(yù)測(cè)；調(diào)質(zhì)；工藝優(yōu)化

熱鍛模具是制造業(yè)的基礎(chǔ)裝備，提升熱鍛模具性能與服役壽命對(duì)國(guó)家制造業(yè)整體水平的提升意義重大[1]。熱鍛模具惡劣的服役環(huán)境對(duì)模具制造材料提出了高要求[2]。由于具有良好的高溫力學(xué)性能，55NiCrMoV7鋼被廣泛應(yīng)用于熱鍛模具的制造[3]，其化學(xué)成分如表1所示[4]。

表1 55NiCrMoV7模具鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

近年來(lái)，有學(xué)者對(duì)該鋼種的性能及制造工藝進(jìn)行了一定研究并獲得了一定成果：如張占平等研究了回火溫度與時(shí)間對(duì)該模具鋼組織及硬度的關(guān)系[5]；武川德等研究了該模具鋼的熱變形行為及流動(dòng)應(yīng)力模型，為塑性成形工藝優(yōu)化提供指導(dǎo)[6]。然而，受限于真實(shí)實(shí)驗(yàn)成本較高等因素，55NiCrMoV7模具鋼的熱物理性能參數(shù)數(shù)據(jù)庫(kù)仍不豐富，阻礙了其熱加工工藝的深入研究與優(yōu)化。而應(yīng)用材料熱力學(xué)計(jì)算軟件JMatPro可實(shí)現(xiàn)該鋼種的熱物理性能參數(shù)計(jì)算預(yù)測(cè)，豐富材料熱物理性能數(shù)據(jù)庫(kù)，為熱鍛模具的成形及熱處理工藝優(yōu)化提供基礎(chǔ)性指導(dǎo)[7]。本文基于熱力學(xué)軟件JMatPro7.0通用鋼模塊軟件對(duì)熱鍛模具用鋼55NiCrMoV7的平衡相圖、TTA圖、CCT圖進(jìn)行了熱力學(xué)計(jì)算，并模擬了冷卻速率對(duì)鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響，為模具的熱加工工藝優(yōu)化提供指導(dǎo)。同時(shí)，為優(yōu)化使用該鋼種的某鋁合金框類(lèi)鍛模調(diào)質(zhì)工藝參數(shù)設(shè)計(jì)，基于所獲得的熱處理參數(shù)和DEFROM-3D軟件，對(duì)該鍛模的調(diào)質(zhì)熱處理工藝進(jìn)行了數(shù)值模擬，分析了調(diào)質(zhì)過(guò)程鍛模的溫度場(chǎng)、變形場(chǎng)及組織場(chǎng)變化，基于模擬結(jié)果對(duì)鍛模的回火溫度進(jìn)行了優(yōu)化，以期實(shí)現(xiàn)該熱鍛模具的熱處理生產(chǎn)質(zhì)量?jī)?yōu)化。

1 模具鋼的析出相的計(jì)算與分析

1.1 模具鋼的平衡相圖計(jì)算及分析

模具鋼的從室溫至1600℃平衡相圖由高通量熱力學(xué)計(jì)算軟件自動(dòng)生成，如圖1所示。由圖1(a)可知，模具鋼的平衡相圖共有10個(gè)相區(qū)，主要為液相區(qū)、奧氏體區(qū)和鐵素體區(qū)。該模具鋼的奧氏體化臨界溫度Ac1=728.32℃，Ac3=778.53℃。當(dāng)加熱溫度達(dá)到1482.81℃時(shí)，模具鋼55NiCrMoV7完全熔化至液態(tài)，即液相線溫度；由液相線溫度降至1400.00℃時(shí)，模具鋼發(fā)生完全固液相變轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體。

為詳細(xì)研究55NiCrMoV7室溫及中溫的析出相，將平衡相圖的左下角區(qū)域進(jìn)行放大，如圖1(b)所示。當(dāng)溫度下降至902.3℃時(shí)，M(C,N)相率先從奧氏體相中析出，隨著溫度的降低其質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增加，至約0.38%后相含量保持恒定。當(dāng)溫度繼續(xù)降至737.64℃時(shí)，滲碳體開(kāi)始大量析出，并于728.32℃時(shí)達(dá)到最大含量7.48%。當(dāng)繼續(xù)降低溫度至室溫，滲碳體的含量將降至一定范圍后趨于恒定(約5%)。當(dāng)降溫至778.83℃時(shí)M23C6相開(kāi)始析出，該相的析出峰值溫度為737.37℃，峰值質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.99%。隨著溫度的持續(xù)下降，M23C6相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸降低。M7C3相與M2(C,N)相的開(kāi)始析出溫度分別為512.51℃及137.8℃，當(dāng)冷卻至室溫時(shí)，55NiCrMoV7的相組成及質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為：91.12%鐵素體、5.53%滲碳體、1.9%M2(C,N)相、0.39%M2(C,N)相及0.0316%M2P相。

(a)平衡相圖

1.2 模具鋼的TTA曲線計(jì)算及分析

TTA曲線描述了加熱速率、溫度與模具鋼奧氏體化程度之間的關(guān)系，為模具鋼的加熱規(guī)范制定提供重要指導(dǎo)。圖2所示為利用材料熱力學(xué)軟件計(jì)算的55NiCrMoV7模具鋼TTA曲線。據(jù)圖2可知，55NiCrMoV7模具鋼的臨界奧氏體轉(zhuǎn)變溫度(Ac1)及奧氏體均勻化溫度(Ac3)均會(huì)隨著加熱速率的提高而不斷地升高。這是因?yàn)槟＞咪撝刑嫉臄U(kuò)散速率隨加熱速率的升高顯著上升，從而提升模具鋼的奧氏體均勻化過(guò)程。考慮到更快的加熱速率不僅能有效阻止晶粒的長(zhǎng)大，還能減少氧化皮與脫碳的產(chǎn)生，有利于提高模具鋼的綜合力學(xué)性能，在實(shí)際生產(chǎn)中可根據(jù)加熱設(shè)備的性能適當(dāng)提高模具鋼的加熱速率。

圖2 55NiCrMoV7模具鋼TTA圖

1.3 模具鋼的CCT曲線計(jì)算及分析

圖3為通過(guò)軟件進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算后自動(dòng)生成的55NiCrMoV7模具鋼的CCT曲線，可以利用該圖預(yù)測(cè)模具鋼冷卻過(guò)程中的微觀組織組成及含量。根據(jù)模具鋼CCT圖可以看出，馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度(Ms)為275.5℃，轉(zhuǎn)變至50%馬氏體和90%馬氏體時(shí)溫度分別為236.86℃和158.6℃，貝氏體(B)轉(zhuǎn)變溫度為542.7℃，珠光體(P)轉(zhuǎn)變溫度為726.4℃。

圖3 55NiCrMoV7模具鋼的CCT曲線

同時(shí)，還使用軟件計(jì)算了55NiCrMoV7模具鋼在不同冷卻速率下的組織組成(見(jiàn)表2)，為模具熱處理后的顯微組織調(diào)控提供指導(dǎo)。在冷卻速率較低時(shí)，55NiCrMoV7模具鋼的微觀組織主要為珠光體(P)，并伴有少量鐵素體(F)。持續(xù)增大冷卻速率將降低模具鋼在高溫轉(zhuǎn)變區(qū)的停留時(shí)間，抑制鐵素體(F)與珠光體(P)組織的形核與長(zhǎng)大，這促進(jìn)了高溫奧氏體組織(A)向貝氏體組織(B)轉(zhuǎn)變。持續(xù)增加冷卻速率至2℃/s時(shí)，馬氏體組織(M)與殘余奧氏體(A)開(kāi)始出現(xiàn)，這為模具鋼馬氏體形核條件的研究提供了基礎(chǔ)。在冷速大于10℃/s時(shí)，模具鋼室溫組織不含鐵素體(F)與珠光體(P)組織，貝氏體(B)組織的含量隨冷卻速率的持續(xù)升高不斷降低，微觀組織主要為馬氏體(M)，這將顯著提升材料的硬度。

表2 不同冷卻速率下含55NiCrMoV7模具鋼各相含量

圖4(a)與(b)分別展示了不同冷卻速率下55NiCrMoV7模具鋼的強(qiáng)-塑性關(guān)系及硬度。研究表明：增大冷卻速率，模具鋼的強(qiáng)度、塑性及硬度均得到了一定程度的增加。這是冷卻速率增加產(chǎn)生高密度馬氏體的結(jié)果。冷卻速率大于50℃/s后模具鋼的力學(xué)性能幾乎不發(fā)生改變?？紤]到過(guò)大的冷卻速率將產(chǎn)生熱處理殘余應(yīng)力引發(fā)模具的變形，且硬度過(guò)大時(shí)易產(chǎn)生表面裂紋，在含鈦模具鋼淬火時(shí)可選擇10～50℃/s的冷卻速率。

(a)強(qiáng)度

2 模具調(diào)質(zhì)過(guò)程模擬及優(yōu)化

不同的熱處理工藝將對(duì)模具鋼的顯微組織及力學(xué)性能造成顯著影響[8]。提升鍛模的表層硬度可進(jìn)行淬火處理。而淬火過(guò)程中鍛模的內(nèi)外溫差及不均勻相變將產(chǎn)生較大的熱處理應(yīng)力，對(duì)鍛模的力學(xué)性能及尺寸穩(wěn)定性造成影響。為消除淬火應(yīng)力，可在淬火后進(jìn)行回火處理，淬火與回火統(tǒng)稱(chēng)為調(diào)質(zhì)處理。優(yōu)化調(diào)質(zhì)工藝需要對(duì)處理過(guò)程中的溫度場(chǎng)-應(yīng)力場(chǎng)-組織場(chǎng)分布特點(diǎn)進(jìn)行研究。本文基于55NiCrMoV7模具鋼的相變動(dòng)力學(xué)方程模擬了某大型鋁合金框類(lèi)鍛模熱處理過(guò)程的溫度場(chǎng)-應(yīng)力場(chǎng)-組織場(chǎng)分布特點(diǎn)，并討論了不同回火溫度對(duì)鍛模宏微觀性能的影響，為55NiCrMoV7熱鍛模具的熱處理工藝優(yōu)化提供指導(dǎo)。

2.1 熱處理有限元模型的構(gòu)建

(1)模具鋼相變預(yù)測(cè)模型的構(gòu)建

為了模擬模具鋼在不同熱處理?xiàng)l件下的組織轉(zhuǎn)變特點(diǎn)，需要構(gòu)建該鋼種的相變動(dòng)力學(xué)模型。模具鋼在熱處理過(guò)程中的鐵素體與珠光體的相變屬于擴(kuò)散型固態(tài)相變，可以應(yīng)用Avrami方程構(gòu)建相變模型[9]，如(1)式所示：

Xα=1-exp(-ktm)

(1)

式中，Xα為生成新相的體積分?jǐn)?shù)，k為該相的相變速率，t為相變過(guò)程發(fā)生的時(shí)間，m為新相的生核長(zhǎng)大速率。

而模具鋼奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變屬于切變型相變，采用Koistinen-Marburger模型預(yù)測(cè)馬氏體轉(zhuǎn)變的百分?jǐn)?shù)[10]，如(2)式所示：

XM=XA{1-exp[-K(Ms-T)]}

(2)

式中，XM為產(chǎn)生馬氏體相變的奧氏體體積含量，XA為相變時(shí)的奧氏體相質(zhì)量分?jǐn)?shù)，K為發(fā)生馬氏體相變的相變速率，Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變溫度。可由材料熱力學(xué)計(jì)算軟件計(jì)算不同溫度下相變方程的相關(guān)系數(shù)。

(2)模具鋼溫度場(chǎng)預(yù)測(cè)模型的構(gòu)建

鍛模在加熱、冷卻過(guò)程中表面與介質(zhì)發(fā)生熱傳導(dǎo)，并進(jìn)而影響心部材料的熱傳導(dǎo)使鍛模整體的溫度場(chǎng)不斷發(fā)生改變，該過(guò)程屬于非穩(wěn)態(tài)傳熱過(guò)程，基于能量守恒方程及傅里葉定律，可建立非穩(wěn)態(tài)熱傳導(dǎo)微分方程，如(3)式所示：

(3)

式中，ρ、c、t和T分別為密度、比熱容、時(shí)間和溫度，λ為熱傳導(dǎo)系數(shù)。

55NiCrMoV7模具鋼的熱物理性能參數(shù)可由JMatPro計(jì)算，如圖5所示。在本研究中，由于模具表面的換熱系數(shù)和介質(zhì)溫度已知，故采用第三類(lèi)邊界條件，如(4)式所示：

(a)密度

(4)

式中，τ為零件與介質(zhì)間的換熱邊界，h為鍛模表面換熱系數(shù)，Ts和Tq分別為熱鍛模具表面溫度和介質(zhì)溫度。

(3)有限元模擬三維造型及熱處理工藝參數(shù)設(shè)置

本研究所選取的鋁合金框鍛模三維造型如圖6所示，該模具的最大外廓尺寸2080 mm×790 mm×350 mm，具有體積大、型腔深度淺等特性，均勻變形的難度較大。

(a)整體 (b)內(nèi)部截面

將該鋁合金框鍛模導(dǎo)入DEFORM-3D軟件熱處理模塊進(jìn)行計(jì)算。55NiCrMoV7模具鋼在熱處理過(guò)程時(shí)的材料數(shù)據(jù)由JMatPro軟件計(jì)算所得。有限元模擬參數(shù)設(shè)置如表3所示。

表3 有限元模擬參數(shù)設(shè)置

相關(guān)研究表明：相較于淬火階段，加熱過(guò)程中產(chǎn)生的熱處理殘余應(yīng)力相對(duì)較小。為了降低模擬時(shí)間，本模擬只計(jì)算了模具鋼淬火后的組織及溫度場(chǎng)、應(yīng)力場(chǎng)、組織場(chǎng)分布特點(diǎn)。

2.2 淬火過(guò)程對(duì)模具鋼的影響及分析

為了研究淬火過(guò)程熱鍛模具溫度場(chǎng)分布差異，在鍛模內(nèi)部選取5個(gè)測(cè)量點(diǎn)，各測(cè)量點(diǎn)的位置如圖7(a)所示，各測(cè)量點(diǎn)在淬火過(guò)程中的溫度變化如圖7(b)所示。由圖7(b)可見(jiàn)，在淬火過(guò)程中P1點(diǎn)的降溫速率顯著大于P2～P5點(diǎn)，在200 s時(shí)，鍛模內(nèi)外最大溫差達(dá)711℃。

(a)有限元模型測(cè)試點(diǎn)

冷卻速率的差異導(dǎo)致變形及相變的區(qū)域差異分布如圖8(a)～(d)所示。

圖8(a)示出了鍛模各區(qū)域的收縮變形分布，可以看到，由于冷卻速率的差異，鍛模外側(cè)的收縮量顯著大于鍛模心部，這也為鍛模帶來(lái)了較大的淬火應(yīng)力，如圖8(b)所示。

(a)變形 (b)等效應(yīng)力

圖8(c)～(d)示出了利用有限元軟件計(jì)算得到的鍛模組織場(chǎng)分布，由圖可見(jiàn)，鍛模在淬火后的主要組織為馬氏體與貝氏體，同時(shí)還伴有少量的珠光體組織。由于冷卻速率的差異，馬氏體組織主要分布于距鍛模表面20 mm的區(qū)域，而貝氏體組織主要分布于鍛模心部。

2.3 回火工藝對(duì)模具鋼的影響及分析

對(duì)淬火后的鍛模進(jìn)行回火處理可以在消除淬火殘余應(yīng)力的同時(shí)使馬氏體組織轉(zhuǎn)換為回火馬氏體，提升鍛模的尺寸穩(wěn)定性及力學(xué)性能。本節(jié)模擬了不同回火溫度對(duì)鍛模溫度場(chǎng)、應(yīng)力場(chǎng)及組織場(chǎng)的影響，以期為鍛模的調(diào)制工藝提供指導(dǎo)。

根據(jù)模擬結(jié)果，在回火并冷卻后鍛模的殘余應(yīng)力顯著下降。圖9(a)展示了不同回火溫度處理后鍛模的等效應(yīng)力均值及模具變形量均值的大小?？梢钥吹?，在低溫回火時(shí)，鍛模的等效應(yīng)力均值及變形量均值都相對(duì)較大，這說(shuō)明熱處理殘余應(yīng)力未得到有效消除，而繼續(xù)升高溫度鍛模的等效應(yīng)力均值及變形量均值將顯著降低，但當(dāng)回火溫度升到500℃時(shí)，兩值均有一定程度的升高，因此，為消除大型鍛模的淬火殘余應(yīng)力，控制熱處理變形，可選400℃的回火溫度。

(a)等效應(yīng)力均值和變形量均值

圖9(b)展示了不同回火溫度下的微觀組織相對(duì)含量，可以看到回火處理后微觀組織仍主要為馬氏體與貝氏體，馬氏體的相對(duì)含量與模具鋼回火溫度呈正相關(guān)關(guān)系，奧氏體的相對(duì)含量與回火溫度呈現(xiàn)負(fù)相關(guān)趨勢(shì)?？紤]到鍛模的表面硬度主要由馬氏體含量決定，若需要提高模具表面硬度可采用升高回火溫度的工藝方式。

3 結(jié)論

(1)55NiCrMoV7模具鋼室溫時(shí)平衡組織及含量分別為：鐵素體91.12%、滲碳體5.53%、M2(C,N)相1.9%、M7C3相1.06%、M(C,N)相0.34%、M2P相0.0316%。

(2)冷卻速率大于2℃/s時(shí)有馬氏體相析出，馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度(Ms)為275.5℃，轉(zhuǎn)變至50%馬氏體和90%馬氏體時(shí)溫度分別為236.86℃和158.6℃；貝氏體(B)轉(zhuǎn)變溫度為542.7℃；珠光體(P)轉(zhuǎn)變溫度為726.4℃。

(3)增大冷卻速率，55NiCrMoV7模具鋼的強(qiáng)度及硬度均得到了一定程度的增加。

(4)55NiCrMoV7模具內(nèi)外冷卻速率差異是導(dǎo)致變形及相變的區(qū)域差異分布的主要原因。調(diào)質(zhì)完成后馬氏體組織主要分布于距鍛模表面20 mm的區(qū)域，而貝氏體組織主要分布于鍛模心部，馬氏體的相對(duì)含量與模具鋼回火溫度呈正相關(guān)關(guān)系，奧氏體的相對(duì)含量與回火溫度呈現(xiàn)負(fù)相關(guān)趨勢(shì)。