張肖曉 陳 旋 李曉成 胡玉書 黎軍頑 吳曉春

(1.省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室,上海 200444; 2.上海市鋼鐵冶金新技術開發(fā)應用重點實驗室,上海 200444; 3.上海大學材料科學與工程學院,上海 200444)

為了滿足生產需求，大截面塑料模具鋼需要通過鍛造加工，來改善其組織均勻性，提高鍛件質量。與鐓粗等單向成形工藝相比，多向鍛造的鍛件經歷了X、Y和Z軸3個方向的壓縮，鍛件的力學性能大幅度改善，組織不均勻等缺陷減少，晶粒顯著細化[1- 2]。Imayev等[3]發(fā)現，具有粗大晶粒結構的Ti- Al合金在多向鍛造過程中晶粒尺寸能夠細化至0.1 μm。Salishchev等[4]研究了Ti合金在大塑性變形時的動態(tài)再結晶機制，并促進了多向鍛造工藝的發(fā)展。Soleymani等[5]對低碳鋼進行多向鍛造試驗，發(fā)現鍛造溫度為500 ℃時晶粒細化機制是靜態(tài)再結晶，新晶粒在變形晶粒內成核、長大并消耗變形后的組織，直至材料完全再結晶。Moghanaki等[6]研究了固溶處理對多向鍛造的Al- Cu- Mg合金力學性能的影響，發(fā)現材料經過多向鍛造后，由于儲存了位錯，其硬度從84 HV提高到了163 HV。Nakao等[7]研究發(fā)現，多向鍛造能顯著細化奧氏體不銹鋼晶粒。但由于大截面鍛件的質量與尺寸不適合進行等比例物理模擬，因此采用數值模擬的方法對大截面鍛件的多向鍛造工藝進行了研究與開發(fā)。例如，Huang等[8]等利用有限元法研究了鎂合金在不同多向鍛造道次下應變場的分布；Borodin等[9]利用有限元模擬最大主應力的分布，來預測大塑性變形過程中易出現鍛造缺陷的部位；Liu等[10]通過有限元法確定了鎂合金的最佳熱鍛工藝參數。

本文以大截面SDP1塑料模具鋼為研究對象，采用DEFORM- 3D有限元分析軟件，結合SDP1鋼的再結晶動力學模型，研究了大截面塑料模具鋼在多向鍛造過程中應力應變場的分布與微觀組織演變的規(guī)律，并對比分析了多向鍛造(multi-directional forging, MDF)與傳統(tǒng)鍛造(traditional upsetting and drawing forging, TUDF)工藝對大截面塑料模具鋼性能改善和晶粒細化程度的影響，旨在為制備性能優(yōu)異的模具鋼提供有效的理論依據和參考。

1 試驗材料與工藝流程

試驗用材料是上海大學先進模具鋼及表面處理課題組研發(fā)的新型貝氏體預硬型SDP1塑料模具鋼，其化學成分見表1。SDP1鋼大模塊經鍛造風冷后，在表面溫度達到200～250 ℃時采用低溫回火來代替調質工藝，通過控鍛控冷工藝得到貝氏體組織，大大縮短了塑料模具鋼的生產周期，降低了生產成本。

表1 SDP1塑料模具鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of the SDP1 plastic die steel (mass fraction) %

SDP1鋼錠鍛件尺寸為φ1 000 mm×2 200 mm，鍛造溫度為1 100 ℃，鍛造速度為20 mm/s。鍛造工藝流程如圖1所示。經過一道次多向鍛造后，鍛件中心X、Y、Z軸方向的高度分別被壓至900、700和950 mm。傳統(tǒng)鍛造第一步將鍛件鐓粗至高度950 mm，第二步將鍛件拔長至高度2 100 mm，拔長過程中送進量控制在50%，壓下量控制在25%～30%。

圖1 多向鍛造與傳統(tǒng)鍛造工藝流程圖Fig.1 Schematic diagrams of MDF and TUDF processes

2 鍛造過程的組織演變模型

再結晶是新晶粒通過形核長大代替原始晶粒的過程，對于塑性變形過程中微觀組織的演變非常重要。利用之前的計算成果[11]，對多向鍛造與傳統(tǒng)鍛造工藝過程進行有限元數值模擬，并結合SDP1鋼的動態(tài)再結晶、靜態(tài)再結晶和亞動態(tài)再結晶模型，研究了兩種鍛造工藝對大截面SDP1鋼應力應變場分布和微觀組織演變行為的影響，如表2所示。

3 大截面SDP1鋼多向鍛造過程的數值模擬

采用DEFORM- 3D有限元仿真軟件，建立了SDP1鋼鍛造過程的組織演變模型，研究了鍛造過程中組織演變、應力應變分布規(guī)律，并對比分析了多向鍛造與傳統(tǒng)鐓拔鍛造對大截面SDP1鋼微觀組織的影響。在建立有限元模型之前，建立基本假設如下：

表2 SDP1鋼的組織演變模型Table 2 Microstructure evolution models of SDP1 steel

(1)鍛件為尺寸φ1 000 mm×2 200 mm的圓柱體試樣，采用六面體實體單元對幾何模型進行網格劃分；

(2)模具設定為剛性體，試樣設定為塑性體，模具與試樣接觸面之間采用剪切摩擦；

(3)鍛造前試樣與模具的溫度均勻分布，鍛造過程中，試樣和模具間產生傳熱作用；

(4)鍛造前試樣的微觀組織均勻分布，初始平均晶粒尺寸為200 μm[11]；

(5)其他主要有限元數值模擬參數如表3所示。

4 模擬結果與分析

4.1 多向鍛造初次鍛造過程中微觀組織演變

在多向鍛造初鍛，即鐓粗變形過程中，可以將試樣劃分為具有不同變形程度的3個區(qū)域。如圖2所示，I區(qū)為難變形區(qū)，位于試樣的端面附近，因受到摩擦阻力的限制變形較為困難；II區(qū)為易變形區(qū)，距端面較遠，受到的摩擦阻力較小，最易發(fā)生塑性變形；III區(qū)為小變形區(qū)，靠近試樣的表面，變形量介于I區(qū)與II區(qū)之間。圖3是試樣鐓粗后的應力應變場分布云圖。由于上下端面受到摩擦阻力的約束，試樣內產生了不均勻變形，出現了明顯的鼓形。如圖4所示，在圓柱體試樣的典型區(qū)域內取P1、P2和P3點，作鐓粗過程中該3點處最大主應力與時間之間的函數關系圖?？梢?，當最大主應力為負值時受壓應力的作用，為正值時則受拉應力作用。難變形區(qū)的P1點除鐓粗初始階段外一直受拉應力的作用，易變形區(qū)的P2點則一直處于三向壓應力狀態(tài)，隨著時間的增長壓應力逐漸增大。小變形區(qū)的P3點隨著壓下量的增大，受到的拉應力逐漸增大，在3點中最易出現鼓形而產生裂紋。鐓粗后試樣內最大有效應變達到1.78 mm/mm，最小為0.01 mm/mm。

表3 有限元模擬的主要參數Table 3 Main parameters for finite element simulation

圖2 鍛造過程中變形分布Fig.2 Schematic diagram of distribution of deformation areas during forging

圖3 試樣鐓粗變形后的應力應變場分布云圖Fig.3 Distributions of stress and strain fields in the samples after upsetting deformation

圖4 試樣典型區(qū)域內采樣點處最大主應力與時間之間函數關系圖Fig.4 Maximum principal stress as a function of time at sampling points in typical areas of the sample

圖5為鐓粗后試樣的平均晶粒尺寸與再結晶體積分數的軸向剖視圖。結合圖3可以看出，在鍛造過程中由于變形和溫度分布不均勻會導致不同區(qū)域的晶粒尺寸存在差異。在鐓粗過程中，試樣中I區(qū)應變量最小，再結晶體積分數最小，端面中心區(qū)域基本未發(fā)生再結晶，晶粒尺寸與初始晶粒尺寸(200 μm)基本一致。II區(qū)應變量最大，晶粒得到細化且均勻分布，心部動態(tài)再結晶體積分數達到100%，是完全再結晶狀態(tài)。III區(qū)的晶粒大小不均勻，晶粒尺寸介于前兩者之間。對比3個區(qū)域，II區(qū)的變形量最大，能夠提供更高的儲能和再結晶驅動力，因而在試樣心部形成了45.4～49.9 μm的細小均勻晶粒。

圖5 鐓粗后試樣的平均晶粒尺寸與再結晶體積分數分布云圖Fig.5 Distributions of average grain size and recrystallization volume fraction in the samples after upsetting

為了進一步研究鐓粗過程中3個變形區(qū)域的晶粒演變過程，如圖6所示，分別分析了采樣點的有效應變、平均晶粒尺寸和動態(tài)再結晶體積分數的變化規(guī)律。由于P2點的應變量大于P3點，當壓下量達到15.5%，即鍛造的第17 s時，P2點先于P3點開始發(fā)生動態(tài)再結晶，此時P1、P2和P3點的動態(tài)再結晶體積分數分別為0、0.47%和0.01%。與P3點相比，P2點晶粒細化的速率更快。當壓下量達到30.0%時，P2點最先達到穩(wěn)定的平均晶粒尺寸，此時P1、P2和P3點的平均晶粒尺寸與動態(tài)再結晶體積分數分別為200、45.8、70.2 μm和0、100%、84%。P1點由于受到摩擦阻力的限制，有效應變始終維持在0.01 mm/mm的水平，沒有達到臨界應變值，晶粒細化效果較差。鐓粗后P1、P2和P3點的平均晶粒尺寸與動態(tài)再結晶體積分數分別為200、45.4、45.6 μm和0、100%、100%，其中P2和P3點已發(fā)生完全再結晶，難變形區(qū)的P1點未發(fā)生再結晶。

圖6 采樣點處有效應變、平均晶粒尺寸和動態(tài)再結晶體積分數與時間之間的函數關系圖Fig.6 Effective strain, average grain size and volume fraction of dynamic recrystallization as a function of time at the sampling points

4.2 多向鍛造與傳統(tǒng)鍛造過程中微觀組織演變

圖7為多向鍛造與傳統(tǒng)鍛造后試樣的平均晶粒尺寸與再結晶體積分數分布云圖。多向鍛造后試樣心部的平均晶粒尺寸波動范圍在40.6～43.3 μm，鐓拔后在35.7～46.0 μm，兩者平均值相近，鐓拔后試樣心部的晶粒尺寸略小，但是波動范圍更大。通過對比圖7(a)和圖7(b)不難發(fā)現，多向鍛造過程中的動態(tài)再結晶更為充分，心部晶粒更加均勻。多向鍛造后試樣整體的最小晶粒尺寸為11 μm，最大晶粒尺寸為60 μm；傳統(tǒng)鍛造后試樣表面晶粒大小不均勻，最小與最大晶粒尺寸分別為12和132 μm，差異較大，局部區(qū)域仍有粗大晶粒，未發(fā)生完全再結晶，影響了試樣的整體性能與后續(xù)的加工處理。相比多向鍛造，傳統(tǒng)拔長鍛造過程中的送進量不大，且需要不斷轉動試樣來達到變形的目的，因此拔長工藝較復雜，耗費時間較長，效率也不夠高。

圖7 多向鍛造與傳統(tǒng)鍛造后試樣的平均晶粒尺寸與再結晶體積分數分布云圖Fig.7 Distributions of average grain size and recrystallization volume fraction in the samples after MDF and TUDF

從圖7可以看出，多向鍛造試樣的靜態(tài)再結晶體積分數和亞動態(tài)再結晶體積分數遠低于傳統(tǒng)鍛造的。這主要是因為多向鍛造為連續(xù)的3次壓縮變形，變形過程中試樣處在動態(tài)再結晶的條件范圍內，大部分區(qū)域的動態(tài)再結晶體積分數達到了100%。至于局部難變形區(qū)，由于受到摩擦阻力與低溫的限制，變形量小于臨界應變導致幾乎無動態(tài)再結晶發(fā)生。而傳統(tǒng)鍛造的拔長過程為靜態(tài)再結晶與亞動態(tài)再結晶提供了條件?？傮w上，鍛造過程主要是依靠動態(tài)再結晶達到晶粒細化的目的，亞動態(tài)再結晶和靜態(tài)再結晶產生的晶粒細化效果并不顯著。

5 結論

(1)在多向鍛造初鍛過程中，大截面SDP1鋼模塊發(fā)生了不均勻變形，最大有效應變達到1.78 mm/mm，最小為0.01 mm/mm，在相同壓下量下，心部最易發(fā)生塑性變形。

(2)多向鍛造可以細化晶粒，初鍛后大截面SDP1鋼模塊呈現出心部晶粒細致均勻(45.4～49.9 μm)、上下端面附近晶粒粗大(200 μm)的特點，試樣心部的再結晶體積分數達到了100%，而端面附近基本未發(fā)生再結晶。

(3)大截面SDP1鋼模塊在一道次多向鍛造后心部的平均晶粒尺寸為40.6～43.3 μm，與鐓拔變形后的35.7～46.0 μm相比，多向鍛造試樣心部的再結晶體積分數達到了100%，組織均勻性得到提高；而鐓拔變形后心部未發(fā)生完全再結晶，再結晶不充分有導致混晶的可能。

(4)大截面SDP1鋼模塊在一道次多向鍛造后整體平均晶粒尺寸波動范圍在11～60 μm，明顯低于傳統(tǒng)鐓拔變形后的12～132 μm；同時鐓拔變形后試樣表面晶粒大小不均勻，局部區(qū)域未完全再結晶，對鍛件的綜合性能及后續(xù)加工處理可能產生不利影響。