馮銳,楊海波,,4,呂鵬昊,周恩,丁仁根,李書志,陳亞輝

（1.北京科技大學(xué)機械工程學(xué)院，北京 100083；2.東莞材料基因高等理工研究院，廣東 東莞 523808；3.韶關(guān)市中機重工股份有限公司，廣東 韶關(guān) 512000；4.流體與材料相互作用教育部重點實驗室，北京 100083）

熱作模具鋼經(jīng)過溫度高、保溫時間長的均質(zhì)化熱處理后會生成粗大晶粒，并在鍛后冷卻過程中由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體、貝氏體混合組織。雖然鍛造過程可在一定程度上細(xì)化晶粒，但后續(xù)的細(xì)化處理仍必不可少［1-3］。帶狀碳化物會降低材料韌性，造成模具過早失效。為了使調(diào)質(zhì)態(tài)的碳化物尺寸細(xì)小、分布彌散，首先須使球化退火態(tài)的碳化物細(xì)小均勻，為最終的基體組織細(xì)化打下良好的基礎(chǔ)。因此，為改善熱作模具鋼組織均勻性，固溶細(xì)化處理被用于鍛后熱處理，為球化退火作組織準(zhǔn)備［4-5］。固溶細(xì)化處理工藝實質(zhì)是將鍛后組織重新加熱至奧氏體化溫度，使部分碳化物固溶，以實現(xiàn)退火態(tài)的晶粒尺寸和碳化物尺寸細(xì)化且分布均勻的目的［6-8］。

要獲得強硬性高的馬氏體組織，淬火介質(zhì)冷卻時冷卻速度要高于熱作模具鋼的臨界冷卻速度vc［9］。當(dāng)淬火鋼尺寸較大時，內(nèi)外冷卻速度不同，材料內(nèi)外會出現(xiàn)溫度差，鋼件不同位置并非同步到達(dá)馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms，要使內(nèi)部冷卻速度也高于臨界冷卻速度，則要求整體增大冷卻速度而獲得完全馬氏體鋼，以使整個鋼件整體淬硬。奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變過程會發(fā)生晶格重組，因晶格結(jié)構(gòu)的不同，鋼件體積會發(fā)生膨脹，體積膨脹會引起淬火開裂。如果在淬火開裂的危險溫度區(qū)間仍采用快速冷卻方式進(jìn)行冷卻，會加大內(nèi)外溫差，增大淬火內(nèi)應(yīng)力，促使淬火裂紋的形成［10-11］。故在冷卻過程中應(yīng)該綜合考慮冷卻速度的設(shè)置，在高溫區(qū)快速冷卻，在危險區(qū)采用緩冷的方式，獲取完全馬氏體組織的同時，避免材料開裂報廢。圖1為熱作模具鋼獲得理想冷卻速率的冷卻曲線［12］，其中A 1為奧氏體轉(zhuǎn)化溫度線，Ps為珠光體轉(zhuǎn)變開始線，Pf為珠光體轉(zhuǎn)變終了線。從圖1可見，冷卻速率先高后低，這不僅有充分的冷卻能力，且緩和淬火內(nèi)應(yīng)力的形成，減少淬火開裂。

圖1 理想淬火介質(zhì)的冷卻曲線［12］Figure 1 Cooling curve of ideal quenching medium

實際淬火冷卻過程中會出現(xiàn)較多的問題，要想控制模塊全部位置按照理想冷卻速度冷卻是難以實現(xiàn)的。當(dāng)模塊表面已經(jīng)冷卻到馬氏體轉(zhuǎn)變點附近時，如果仍施以快冷，模塊會因內(nèi)外相變尺寸變化的不同產(chǎn)生淬火裂紋；但如果此時緩冷，則模塊心部可能并未到達(dá)馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，會因為冷卻不足而最終形成低硬度的珠光體組織。如今已有很多淬火介質(zhì)可以使用，但鋼件形狀尺寸和種類不同，能夠適用于所有鋼件的淬火介質(zhì)還不存在，要想盡可能達(dá)到理想的淬火效果，可以著眼于工廠現(xiàn)有的淬火條件，將幾種淬火介質(zhì)配合使用以達(dá)到單一淬火介質(zhì)不能實現(xiàn)的淬火效果［13-14］。

1 固溶冷卻工藝設(shè)計

研究對象為H 13熱作模具鋼模塊，材料尺寸為460 mm×700 mm×2000 mm，其成分列于表1。

表1 H13鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of H13 steel

材料固溶溫度為1030℃，首先模擬水冷和油冷兩種淬火冷卻方式，介質(zhì)溫度均為25℃。通過分析溫度場及應(yīng)力場分布情況，評估其開裂風(fēng)險，并在合理時間點設(shè)置空冷冷卻，以規(guī)避開裂風(fēng)險，從而設(shè)計出合理的水空交替冷卻方案。設(shè)計的冷卻方案為水冷（180 s）+空冷（120 s）+水冷（85 s）+空冷（35 s）+油冷（2100 s，心部點冷至200℃）+自然空冷。模擬淬火方案列于表2，工藝曲線如圖2所示。

表2 淬火方案Table 2 Quenching scheme

圖2 交替冷卻淬火曲線Figure 2 Alternated cooling and quenching curve

2 淬火模型的建立

綜合運用Soild Works、Hypermesh和Deform軟件進(jìn)行淬火冷卻模擬，研究對象為大截面H 13鋼，其尺寸為460 mm×700 mm×2000 mm。使用SoildWorks軟件建立淬火工件的1/8幾何模型，然后導(dǎo)入到Hypermesh軟件中，Deform軟件只對構(gòu)建的幾何模型進(jìn)行四面體網(wǎng)格劃分。由于淬火工件是規(guī)則的矩形，故將模型經(jīng)行六面體網(wǎng)格進(jìn)行劃分，以提高模擬的準(zhǔn)確性。Hypermesh前處理軟件具有強大的網(wǎng)格劃分功能，可以對幾何模型進(jìn)行六面體網(wǎng)格劃分，并能導(dǎo)出FEM模型［15］。將模擬幾何體劃分成網(wǎng)格數(shù)量7600個、節(jié)點數(shù)量9180個，將形成的網(wǎng)格文件導(dǎo)出，設(shè)置類型為custome，并加載Deformfea.key臨時文件，保存文件為key格式。

H 13鋼幾何模型如圖3所示，其中P1、P2、P3、P4和P5為點追蹤的特征點，以研究模塊在固溶冷卻過程中溫度、組織和應(yīng)力的演變及分布規(guī)律，P1點為心部點、P2—P4分別為3個表面中心點、P5為應(yīng)力較大點，環(huán)境溫度為25℃、工件溫度為1030℃，設(shè)置奧氏體體積分?jǐn)?shù)為100%。

圖3 H 13模塊三維模型Figure 3 Model of H 13 module

將H 13鋼設(shè)為由奧氏體、鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體各相復(fù)合組成的材料，其中各相的物理性能參數(shù)由Jmatpro軟件計算得到，將計算結(jié)果導(dǎo)入到Deform軟件中。在組織場模擬中，根據(jù)Deform相變計算模型，計算不同冷速下奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體、珠光體、貝氏體和馬氏體的體積分?jǐn)?shù)［16-19］。

模具鋼淬火冷卻過程以對流換熱的方式為主，是第三類邊界條件。文獻(xiàn)［20］優(yōu)化了H 13鋼與水的對流換熱系數(shù)，在建立水冷換熱關(guān)系式時將沸騰條件和熱輻射考慮其中，其水冷換熱曲線可應(yīng)用于大截面尺寸材料。文獻(xiàn)［21］采用Deform反向熱傳導(dǎo)模型計算得到了H13鋼油冷表面綜合換熱系數(shù)?？绽溥^程的表面換熱系數(shù)，通過經(jīng)驗公式H=2.29(T W-T C)0.25+4.6×10-8(T2W+T2C)(T W+

T C)［22］計算得到，式中Tw為工件溫度（K）、Tc為環(huán)境溫度為298 K。水冷、油冷和空冷換熱系數(shù)如圖4所示。

圖4 H 13鋼水冷、油冷、空冷換熱系數(shù)Figure 4 Heat transfer coefficient of H 13 steel by water cooling，oil cooling and air cooling

3 結(jié)果與分析

3.1 溫度場分析

圖5為水冷、油冷和水空交替冷卻的H 13鋼冷卻曲線。從圖5可見，模塊淬火處理后，表面溫度迅速下降，而心部溫度下降緩慢，形成明顯的溫度差。采用水冷工藝時，模塊進(jìn)入水中后，表面溫度迅速下降到100℃左右，隨后表面冷卻速度開始變緩；水冷至16 min左右，P1點溫度曲線出現(xiàn)拐點，有一段平衡期，隨后溫度變化更加緩和。

圖5 不同冷卻方式下H 13鋼的冷卻曲線Figure 5 Cooling curveCooling curves of H13 steel under different cooling methods

圖6為水冷奧氏體體積分?jǐn)?shù)曲線。從圖6可見，采用水冷方式時，在730 s時出現(xiàn)拐點，奧氏體開始發(fā)生相轉(zhuǎn)變，相變放出的熱量以平衡溫度的下降，隨著奧氏體體積分?jǐn)?shù)降低，奧氏體可轉(zhuǎn)變量減少，溫度繼續(xù)下降，冷卻至心部溫度200℃時需要24 min。采用油冷工藝時，模塊表面溫度迅速下降到400℃左右，心部溫度下降趨勢與水冷一致，但冷卻速率更小，心部冷卻至200℃時需要48 min。采用交替冷卻工藝，表面溫度呈上下波動，心部冷卻至200℃時需要41 min。水空交替冷卻效率低于水冷，但高于油冷，空冷階段模塊內(nèi)部高溫區(qū)向表層低溫區(qū)熱傳導(dǎo)，表層溫度會上升，使內(nèi)外溫差顯著減小，從而可使熱應(yīng)力降低。

圖6 水冷奧氏體體積分?jǐn)?shù)曲線Figure 6 Volume fraction curve of water-cooled austenite

圖7為模塊心部冷卻至500℃時截面溫度場分布云圖。從圖7可見，水冷后模塊表面和心部溫差比油冷及交替冷卻的大，水冷至心部500℃時表層溫度已經(jīng)達(dá)到室溫，而油冷表層溫度還在80℃以上，表明油冷溫度梯度更小。交替冷卻方式下，水冷一段時間后設(shè)置一段時間空冷，空冷時模塊內(nèi)外進(jìn)行熱傳導(dǎo)，整體溫差較全水冷方式減小。由于心表溫度不同，模塊內(nèi)外膨脹量也不同，過大的心表溫差會產(chǎn)生大的熱應(yīng)力，導(dǎo)致模塊產(chǎn)生開裂，模塊油冷較水冷及交替冷卻方式開裂風(fēng)險更低。水冷冷卻效率更高，而油冷安全性更高，水空交替冷卻介于水冷和油冷之間。但是大截面尺寸模塊不同位置冷卻速率差別大，過低冷速會得到不理想的組織轉(zhuǎn)變。從材料性能控制方面考慮，需要從組織轉(zhuǎn)變角度進(jìn)一步研究。

圖7 心部500℃時截面溫度分布圖Figure 7 Temperature distribution of the cross-section at 500℃in the core

3.2 應(yīng)力場分析

模塊在淬火冷卻過程中的應(yīng)力主要由組織相變應(yīng)力和熱應(yīng)力產(chǎn)生。因心部和表面溫差大而引起熱應(yīng)力，內(nèi)外冷速不同從而使內(nèi)外組織轉(zhuǎn)變不同步，從而產(chǎn)生相變應(yīng)力。熱應(yīng)力和組織應(yīng)力的相互作用會使模塊出現(xiàn)淬火開裂的現(xiàn)象，應(yīng)力場模擬可預(yù)測模塊淬裂風(fēng)險。

圖8為油冷、水冷、交替淬火冷卻淬火等效應(yīng)力曲線。從圖8可見，油冷和水冷等效應(yīng)力均呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，這是由于表面冷速下降快而發(fā)生體積收縮，溫度梯度產(chǎn)生的熱應(yīng)力起了主要作用，從而使表面呈現(xiàn)軸向和切向拉應(yīng)力狀態(tài)，且表面應(yīng)力值較心部的更大，易發(fā)生開裂。油冷較水冷相同位置點的等效應(yīng)力值小，表明油冷開裂風(fēng)險更小。模塊在連續(xù)水淬440 s期間的危險點P5應(yīng)力值不斷上升，超過對應(yīng)溫度下材料的抗拉強度。

圖8 冷卻過程等效應(yīng)力曲線Figure 8 Equivalent stress curve of cooling process

將P5點800℃以下的溫度-等效應(yīng)力值提取出來，與溫度-強度曲線進(jìn)行對比，其中一段等效應(yīng)力值超過對應(yīng)溫度下該材料的抗拉強度值，模塊有開裂的風(fēng)險，如圖9所示。其中，R0.2為屈服強度、Rm為抗拉強度。從圖9可見，采用交替冷卻方式，水冷180 s后P5點應(yīng)力值還未達(dá)到較大值，此時設(shè)置85 s空冷以釋放熱應(yīng)力使應(yīng)力值下降，隨后的水冷過程中表面應(yīng)力仍會上升，在應(yīng)力持續(xù)上升階段設(shè)置空冷以降低模塊內(nèi)外溫差，使應(yīng)力值避免持續(xù)上升。與水冷等效應(yīng)力相比，交替冷卻應(yīng)力值更低，安全性更高，降低了模塊淬裂傾向。

圖9 P5點等效應(yīng)力場、等效應(yīng)力和強度曲線Figure 9 Equivalent stress field，equivalent stress and strength curves of at P5 points

3.3 組織場分析

為預(yù)測工藝是否滿足組織控制的要求，對H13模塊冷卻過程進(jìn)行組織場模擬分析。圖10為3種工藝心部冷卻到200℃時模塊組織轉(zhuǎn)變云圖。從圖10可明顯看出：水冷冷卻介質(zhì)有更高的換熱系數(shù)，模塊有更快的冷卻速度，大部分組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織；油冷較水冷換熱系數(shù)低，模塊整體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體含量僅在邊部比較高，組織轉(zhuǎn)變不理想；交替冷卻時，表層馬氏體體積分?jǐn)?shù)高而內(nèi)部貝氏體體積分?jǐn)?shù)高，較油冷有更好的組織轉(zhuǎn)變，馬氏體轉(zhuǎn)變量更多。油冷至200℃時，心部貝氏體體積分?jǐn)?shù)為83%、馬氏體體積分?jǐn)?shù)為16%；水空交替冷卻至200℃時，心部貝氏體體積分?jǐn)?shù)為74%、馬氏體體積分?jǐn)?shù)為24%。模塊組織轉(zhuǎn)變時采用油冷方式不如交替冷卻方式，雖然水冷方式下模塊大部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，但其存在淬裂風(fēng)險。

圖10 組織轉(zhuǎn)變云圖Figure 10 Contour mapping of microstructure transformation

4 熱作模具鋼模塊生產(chǎn)及組織分析

以電渣錠材料為原料，先對其進(jìn)行均質(zhì)化和等向鍛造處理，然后采用固溶+球化退火熱處理工藝（見圖11）處理，最后對獲得的熱作模具鋼的組織進(jìn)行分析。

圖11 固溶+球化退火熱處理工藝Figure 11 Solution and spheroidizing annealing heat treatment process

首先對原料進(jìn)行均質(zhì)化和等向鍛造處理，等鍛件冷卻后將其加熱至650℃保溫2 h，進(jìn)行預(yù)熱以防止材料開裂，再將其加熱到1030℃進(jìn)行固溶處理，待材料冷卻至200℃以下時，再次加熱至870℃保溫6 h，然后隨爐緩冷至735℃保溫8 h后爐冷至500℃，最后出爐冷卻。采用臺車式電阻爐對材料進(jìn)行固溶+球化熱處理，爐膛尺寸為2200 mm×900 mm×700 mm，額定溫度為1100℃，電爐控制柜用來控制工藝參數(shù)，并記錄溫度變化情況。

材料經(jīng)過固溶處理后，需要冷卻至馬氏體轉(zhuǎn)變完成點溫度以下，以獲得室溫非平衡馬氏體。生產(chǎn)過程中采用設(shè)計的交替冷卻工藝，即水冷+空冷+油冷的聯(lián)合控冷方式，依次在水冷槽、空氣、油冷槽中冷卻。在不同冷卻階段結(jié)束后換冷卻槽時，利用紅外線測溫槍測量模塊表面各處溫度大小，圖12為測溫槍測得的不同時間點的材料表面溫度。從圖12可見，溫度仿真分析結(jié)果與生產(chǎn)中實測溫度相符。采用該交替冷卻工藝，材料并沒有發(fā)生開裂現(xiàn)象。

圖12 不同時間點材料表面溫度Figure 12 Material surface temperature at different time points

采用北美壓鑄協(xié)會NADCA#207-2003標(biāo)準(zhǔn)對H 13鋼的退火態(tài)組織進(jìn)行評價。圖13為經(jīng)等溫球化處理后的球化態(tài)組織。從圖13可見：未經(jīng)固溶處理的退火態(tài)組織，存在明顯的鏈狀碳化物且網(wǎng)狀分布，可評為AS7級；經(jīng)過固溶處理后碳化物多溶解在基體中，球化退火熱處理之后珠光體顆粒更加細(xì)小，并且更均勻，可評為AS3級，經(jīng)統(tǒng)計其碳化物平均粒徑為140 nm。

圖13 球化退火態(tài)組織Figure 13 Spheroidized annealing microstructure

5 結(jié)論

（1）交替冷卻效率低于水冷而高于油冷。油冷較水冷溫度梯度更小，安全性更高。交替冷卻方式下，設(shè)置空冷過程可以降低應(yīng)力值，從而降低開裂風(fēng)險。

（2）油冷方式下模塊大部分發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，已經(jīng)不適用于大截面模塊固溶冷卻。水空交替冷卻方式與水冷組織轉(zhuǎn)變量相差很小，且水空交替安全性高，開裂風(fēng)險低，可以替代水冷對大截面H 13鋼模塊進(jìn)行固溶冷卻。

（3）H13熱作模具鋼經(jīng)過固溶處理后碳化物多溶解在基體中，較未經(jīng)固溶處理的試樣得到的珠光體顆粒更細(xì)小，且更均勻，可評為AS3級，碳化物平均粒徑為140 nm。