趙明杰，黃亮，李昌民，李旭陽，李建軍，李蓬川

（1.華中科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 材料成形與模具技術(shù)國家重點實驗室，武漢 430074；2.中國第二重型機械集團 德陽萬航模鍛有限責任公司，四川 德陽 618000）

300M 鋼是一種低合金高強鋼，由于具有強度高、韌性好、抗腐蝕性能優(yōu)異等特點被廣泛用于飛機起落架等關(guān)鍵承力構(gòu)件的生產(chǎn)制造[1—3]。對于關(guān)鍵承力構(gòu)件，整體熱鍛成形是確保其優(yōu)異的服役性能的關(guān)鍵[4]。在熱鍛過程中，流動行為及微觀組織與變形參數(shù)密切相關(guān)，流動應(yīng)力與微觀組織兩者也會相互影響，這使得熱鍛成形過程非常復(fù)雜。材料的流動行為會影響到最終的充模能力，進而影響鍛件的質(zhì)量。同時，材料內(nèi)部組織會影響鍛件最終的力學(xué)性能[5]。為了更好實現(xiàn)對鍛件的控形控性，生產(chǎn)出綜合性能優(yōu)異的構(gòu)件，研究學(xué)者圍繞300M 鋼熱成形過程做了全面、深入的研究[6—11]。這對于實際生產(chǎn)過程的工藝制定具有重要的指導(dǎo)作用。對于實際生產(chǎn)過程而言，數(shù)值分析方法被廣泛應(yīng)用于材料流動行為及組織演變的模擬。材料的本構(gòu)模型的準確性、組織的演變機制及動力學(xué)模型對數(shù)值分析方法的精度具有重要影響。為此，文中主要從300M 鋼的本構(gòu)模型、微觀演化機制以及鍛造全流程三方面對300M 鋼的現(xiàn)有研究進行綜述，并提出后續(xù)需要進一步深入研究的方向，以更好地服務(wù)于實際生產(chǎn)過程。

1 本構(gòu)模型

材料的流動行為受到變形溫度、應(yīng)變速率、變形量、變形道次等參數(shù)的影響，通常采用本構(gòu)模型來描述變形參數(shù)與流動應(yīng)力之間的關(guān)系。本構(gòu)模型不僅能夠很好地反映材料的流動行為，對于數(shù)值分析的精度也具有重要的影響，因此，材料的本構(gòu)模型長期以來受到了廣泛的關(guān)注。本節(jié)主要從單道次熱模擬和雙道次熱模擬過程中材料的本構(gòu)模型研究現(xiàn)狀進行綜述。

1.1 單道次熱模擬過程

根據(jù)300M 鋼單道次熱壓縮流動曲線（如圖1 所示），可以看到流動應(yīng)力隨著變形溫度的增加以及應(yīng)變速率的降低而顯著降低，因此，為了準確描述流動應(yīng)力隨溫度及應(yīng)變速率的變化規(guī)律，研究學(xué)者提出并發(fā)展了大量的本構(gòu)模型來描述材料的流動行為[12—16]。通常而言，本構(gòu)模型主要分為唯象形模型、物理基模型和神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型[17]。在熱成形領(lǐng)域，Arrhenius 模型是使用最廣泛的模型，該模型最早是由Sellars 和McTegart 提出[18]?；谠撃Ｐ停琎i 等[19]建立了300M鋼在峰值應(yīng)力下的本構(gòu)模型。章曉婷等[20]采用應(yīng)變補償?shù)姆椒?，進一步完善了300M 鋼在不同應(yīng)變條件下的本構(gòu)模型。唯象形模型的變量少，能夠便捷準確描述材料的流動行為，得到了廣泛應(yīng)用，但是該類模型不能很好反映材料內(nèi)在的變形機理，因此，一些學(xué)者針對300M 鋼的流動行為進行了物理基本構(gòu)模型的研究。Chen 等[21]提出了考慮了動態(tài)再結(jié)晶及霍爾佩奇影響的300M 鋼熱變形本構(gòu)模型，該模型的預(yù)測值與實驗值吻合很好。隨著計算機技術(shù)的不斷發(fā)展，大量的算法被應(yīng)用到工業(yè)生產(chǎn)中。神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型由于其高精度的特點，在熱變形領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。Liu 等[22]利用神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型很好預(yù)測了300M 鋼在不同變形條件下的流動行為。石旭[23]對比研究了300M 鋼熱變形條件下的Arrhenius 本構(gòu)模型和BP 神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型，發(fā)現(xiàn)兩者都能較好描述300M 鋼的流動行為，但是BP 神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型的精度更高。神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型雖然精度高，但是由于沒有具體的顯式模型，難以應(yīng)用到實際的數(shù)值分析過程中，因此，針對具體的實際問題，應(yīng)選擇合理的本構(gòu)模型。

圖1 300M 鋼單道次熱壓縮流動應(yīng)力曲線[21]Fig.1 Flow stress curves of 300M steel during single-pass compression

1.2 多道次熱模擬過程

材料在單道次熱模擬過程中，變形歷史相對簡單。對于多道次熱模擬過程，材料經(jīng)歷一次變形之后，會進入到保溫過程。保溫過程中涉及到靜態(tài)回復(fù)、靜態(tài)再結(jié)晶以及亞動態(tài)再結(jié)晶等軟化機制，使第二道次變形過程中材料的流動行為難以預(yù)測。根據(jù)300M 鋼雙道次熱壓縮流動曲線（如圖2 所示），可以看到不同保溫時間下材料的第二道次流動行為存在顯著差異，而第一道次變形量對第二道次的流動行為也有明顯的影響。傳統(tǒng)的唯象形模型難以有效反映保溫過程中的軟化機制對第二道次流動應(yīng)力的影響，因此也往往難以用于預(yù)測多道次變形過程中的流動行為?；诖耍琙eng 等[24]提出通過位錯密度模型來表征加工硬化階段材料的流動行為，通過獨立于應(yīng)變的再結(jié)晶動力學(xué)模型來描述再結(jié)晶階段的流動行為，并引入軟化百分比變量作為全局變量，連接起變形過程和道次間的保溫過程。該模型的提出使300M 鋼多道次變形過程的流動行為首次得到準確的預(yù)測。該模型對于其他材料多道次熱模擬過程中的流動行為的預(yù)測也具有重要的借鑒意義。該模型具體的建立方法在黃亮等[25]的文獻中有詳細的介紹，可供研究者借鑒。Chen 等[26]通過進行不同應(yīng)變速率、不同變形溫度、不同保溫時間、不同第一道次變形量以及不同變形道次數(shù)的熱模擬實驗，全面研究了不同變量對300M 鋼多道次變形過程的影響，并建立了包含34個參數(shù)的本構(gòu)模型，該模型主要依賴于Matlab 軟件進行優(yōu)化計算?？梢钥吹剑壳耙呀?jīng)能夠很好地通過本構(gòu)模型來描述300M 鋼多道次變形過程中的流動行為，但是由于模型參量較多，難以有效地應(yīng)用于數(shù)值分析中，后續(xù)需要繼續(xù)優(yōu)化本構(gòu)模型，在保證模型精度的同時減少模型參數(shù)的數(shù)量。

圖2 300M 鋼多道次熱壓縮流動應(yīng)力曲線[24]Fig.2 Flow stress curves of 300M steel during double-pass compression at the first-pass strain of 0.083 and 0.151

2 微觀組織演化及建模

材料熱成形過程中的組織演變非常復(fù)雜，其中涉及到晶粒長大、動態(tài)再結(jié)晶、亞動態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)再結(jié)晶以及相變等過程，這些組織變化又會影響材料的流動行為。加熱保溫過程中，在長時間的高溫環(huán)境下，晶粒組織會長大甚至出現(xiàn)晶粒粗化行為。在熱變形過程中，材料往往會發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶行為。材料的動態(tài)再結(jié)晶行為對細化晶粒、降低位錯密度具有重要意義。在材料的道次間保溫過程或者緩慢冷卻過程中，材料內(nèi)部通常會發(fā)生亞動態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶過程，兩種軟化機制的作用下，可以有效降低材料下一道次變形過程中變形抗力。變形完的冷卻過程中，由于冷卻速度的不同，鍛件內(nèi)部最終的組織存在明顯差異。不同的組織構(gòu)成直接決定鍛件服役性能的優(yōu)劣，因此，在實際制定工藝過程中應(yīng)充分考慮不同參數(shù)對微觀組織的影響。

2.1 晶粒長大機制及建模

高溫下晶粒組織通常會出現(xiàn)長大現(xiàn)象，而晶粒長大在熱變形的各個階段都會出現(xiàn)。但是，由于在熱壓縮變形過程中晶?？赡艹霈F(xiàn)長大，也可能在再結(jié)晶作用下出現(xiàn)細化，因此，在本小節(jié)所講的晶粒長大主要針對于加熱保溫過程中的現(xiàn)象，對于其他熱力學(xué)過程可能出現(xiàn)的晶粒演化現(xiàn)象將在對應(yīng)章節(jié)進行概述。在材料的加熱保溫過程中，加熱溫度、加熱速度、保溫時間以及材料的初始組織均會影響晶粒尺寸。基于此，研究者們設(shè)計了不同的試驗來探究其內(nèi)在機制。Zhang 等[27]研究了保溫溫度在850～1050 ℃、保溫時間在5～120 min 下晶粒的形態(tài)及晶粒尺寸分布。研究發(fā)現(xiàn)，隨著變形溫度的升高，晶界由彎曲結(jié)構(gòu)逐漸變?yōu)槠街睜?，晶界之間的夾角趨近于120°。在一定保溫溫度下，晶粒尺寸大小呈對數(shù)正態(tài)分布。隨著保溫時間的增加，平均晶粒尺寸增加。高溫下由于原子擴散加劇，導(dǎo)致晶粒長大。隨著保溫時間的增加，晶粒形態(tài)趨于穩(wěn)定，晶粒尺寸不斷增加。當保溫時間超過90 min 時，晶粒會顯著長大。Liu 等[28]分別以不同的加熱速度，將300M 鋼加熱到1180 ℃來研究奧氏體晶粒的演化。當加熱速度較低時，視野中的奧氏體晶粒數(shù)量較少，晶粒結(jié)構(gòu)穩(wěn)定；反之，則奧氏體晶粒數(shù)量增加，晶界呈彎曲狀。這主要歸因于如下兩方面：①隨著加熱速度的升高，加熱到目標溫度時間減少，奧氏體晶粒長大的時間較少；② 加熱速度的增加會使奧氏體轉(zhuǎn)變的溫度增加，那么奧氏體晶粒長大的時間進一步減少。最近，Chen 等[29]采用高溫激光共聚焦顯微鏡原位觀察了300M 鋼在保溫過程中的演化，結(jié)果發(fā)現(xiàn)初始組織及初始晶粒尺寸對300M 鋼保溫過程中的晶粒組織沒有明顯影響。此外，通過透射電鏡表征，研究了300M 鋼保溫過程中的晶粒長大機制。300M 鋼在900 ℃下保溫5 s 后淬火的透射電鏡圖如圖3 所示。基于組織分析，發(fā)現(xiàn)奧氏體相變過程中引入的位錯密度和應(yīng)變促進了奧氏體晶粒再結(jié)晶的發(fā)生。

為了進一步量化不同保溫條件對300M 鋼晶粒長大的影響，研究者們建立了晶粒長大模型。溫于遠等[30]利用Matlab 軟件分段建立了300M 鋼的晶粒長大模型。Zhang 等[27]采用Arrhenius 類型的經(jīng)驗公式建立了300M 鋼保溫過程中的晶粒長大模型。洪橙等[31]采用 Sellars 模型和 Anelli 模型對比分析了300M 鋼保溫過程中的晶粒長大行為。夏祖瑜等[32]采用元胞自動機方法模擬了300M 鋼保溫過程中的晶粒長大過程。Chen 等[29]基于原位觀察方法測得晶界遷移速率與晶界曲率半徑之間的關(guān)系，并由此建立了300M 鋼晶粒尺寸與保溫溫度和保溫時間之間的關(guān)系。由于保溫過程中晶粒演化受到眾多因素的影響，不同的研究者大多針對其中一些影響因素建立模型，尚缺乏包含各個變形參數(shù)影響的晶粒演化模型。此外，目前主要的模型是保溫過程中晶粒長大模型，關(guān)于加熱過程中的晶粒演化模型也有待進一步深入研究。

圖3 300M 鋼在900 ℃保溫5 s 后淬火的透射電鏡明場像[29]Fig.3 TEM bright field image of 300M steel obtained by isothermal holding at 900 ℃ for 5 s and quenching

2.2 動態(tài)再結(jié)晶機制及建模

材料在熱壓縮過程中，當變形量大于臨界應(yīng)變后，隨著變形的進一步進行，材料內(nèi)部會發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象，即動態(tài)再結(jié)晶[33—34]。動態(tài)再結(jié)晶過程往往能夠有效細化晶粒，降低材料的變形抗力，因此，在實際加工中應(yīng)充分利用動態(tài)再結(jié)晶過程。劉凱等[35]研究了應(yīng)變速率為10 s?1時，不同變形溫度和不同應(yīng)變下300M 鋼的微觀組織，發(fā)現(xiàn)當變形溫度低于800 ℃時，300M 鋼內(nèi)部出現(xiàn)絕熱剪切帶；當變形溫度高于1000 ℃時，300M 鋼的動態(tài)再結(jié)晶機制主要是非連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，并且只會發(fā)生一輪動態(tài)再結(jié)晶；當變形溫度在兩者之間時，300M 鋼在熱變形過程中會出現(xiàn)兩輪動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。楊莉[36]設(shè)計了兩種實驗方案，研究不同初始晶粒尺寸對300M 鋼動態(tài)再結(jié)晶過程的影響。方案一為將300M 鋼先加熱至同一變形溫度進行均勻化奧氏體，隨后冷卻至不同的變形溫度進行熱變形；方案二為將300M 鋼直接加熱至目標變形溫度進行奧氏體化并變形。兩種方案會導(dǎo)致材料的初始晶粒尺寸明顯不同，通過微觀組織對比發(fā)現(xiàn)，方案一中材料的變形溫度高于1100 ℃時才能在0.01～50 s?1的應(yīng)變速率范圍內(nèi)發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶；而方案二在變形溫度高于900 ℃時就能滿足在0.01～50 s?1的應(yīng)變速率范圍內(nèi)發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶。這表明原始晶粒尺寸對300M 鋼的動態(tài)再結(jié)晶過程具有重要的影響。Li 等[37]發(fā)現(xiàn)，對于300M 鋼而言，當其能量耗散系數(shù)峰值小于0.3 且能量耗散系數(shù)隨著應(yīng)變的增加而減小時，此時的軟化機制主要為動態(tài)回復(fù)。當其能量耗散系數(shù)峰值大于0.3 且能量耗散系數(shù)隨著應(yīng)變的增加而增加時，動態(tài)再結(jié)晶為主要的軟化機制。Guo 等[38]研究了300M 鋼在變形溫度為900～1150 ℃以及應(yīng)變速率為0.001～50 s?1變形條件下的組織演化，發(fā)現(xiàn)300M 鋼的動態(tài)再結(jié)晶機制與應(yīng)變速率密切相關(guān)。在低應(yīng)變速率下，300M 鋼的動態(tài)再結(jié)晶機制主要是非連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，在高應(yīng)變速率下300M 鋼的動態(tài)再結(jié)晶機制主要是連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，如圖4 所示。他們發(fā)現(xiàn)，非連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶與連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶的臨界轉(zhuǎn)變應(yīng)變速率與變形溫度有關(guān)，臨界轉(zhuǎn)變應(yīng)變速率在1.67～1.82 s?1之間。Wen 等[39]研究了300M 鋼拉應(yīng)力狀態(tài)下的組織演化，發(fā)現(xiàn)其動態(tài)再結(jié)晶行為與應(yīng)變密切相關(guān)，大應(yīng)變下材料的動態(tài)再結(jié)晶幾乎完全。王佳鍇[40]對比研究了300M 鋼在拉應(yīng)力和壓應(yīng)力狀態(tài)下的動態(tài)再結(jié)晶機制，發(fā)現(xiàn)在相同變形條件下，拉應(yīng)力狀態(tài)下300M 的動態(tài)再結(jié)晶程度要明顯弱于壓應(yīng)力狀態(tài)下的動態(tài)再結(jié)晶程度，表明應(yīng)力狀態(tài)在300M 鋼動態(tài)再結(jié)晶過程中扮演著重要的角色?？梢钥吹?，300M 鋼動態(tài)再結(jié)晶過程較為復(fù)雜，受到多場耦合的影響，目前的研究多為基于金相組織觀察所得，后續(xù)需要進一步通過更高分辨率的微觀組織表征來研究其動態(tài)再結(jié)晶機制，進而更深入地揭示其動態(tài)再結(jié)晶本質(zhì)。

圖4 300M 鋼在變形溫度為1050 ℃時不同應(yīng)變速率的流動曲線和微觀組織[38]Fig.4 Flow curves and microstructure of 300M steel at the deformation temperature of 1050 ℃

動態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型可以很好地反映動態(tài)再結(jié)晶過程，而平均晶粒尺寸能夠很好衡量加工參數(shù)對組織的影響。許多研究學(xué)者針對這兩個方面建立了相關(guān)的模型。Liu 等[41]基于流動曲線并結(jié)合Avrami 等式建立了300M 鋼的再結(jié)晶動力學(xué)模型。該模型的優(yōu)勢在于計算過程簡單，不需要進行大量的金相測試來獲得再結(jié)晶體積分數(shù)，直接基于流動曲線獲得再結(jié)晶體積分數(shù)，但是可以看到，流動曲線與微觀組織并不總是一一對應(yīng)關(guān)系，因此采用該模型的預(yù)測值與實際測得的結(jié)果會有一定偏差，此外，他們還建立了完全動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型。Guo 等[38]分別建立了連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶和非連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶條件下的晶粒演化模型，并提出了基于晶粒尺寸演化的再結(jié)晶動力學(xué)模型，他們將提出的新模型與基于Avrami 等式建立的動力學(xué)模型進行對比，發(fā)現(xiàn)新的模型能夠更好反映300M 鋼的動態(tài)再結(jié)晶過程。

2.3 靜態(tài)再結(jié)晶機制及模型

材料在熱變形道次間的保溫過程中，往往會發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。靜態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生需要一個孕育期，因此靜態(tài)再結(jié)晶過程一般時間較長。由于影響靜態(tài)再結(jié)晶過程的因素眾多，采用傳統(tǒng)的金相淬火方法費時費力[42]，因此，不同的研究者采用了不同的方法進行研究。Liu 等[43]通過雙道次熱壓縮實驗，定性分析了保溫溫度、應(yīng)變速率、變形量、保溫時間以及初始晶粒尺寸對300M 鋼靜態(tài)再結(jié)晶的影響，這種影響主要通過0.2%偏移屈服應(yīng)力法所求得的靜態(tài)軟化體積分數(shù)來評定[44]。趙立華等[45]基于雙道次熱壓縮曲線建立了300M 鋼靜態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型，并通過金相淬火實驗進行了實驗驗證。這種方法比較便捷地分析了不同變形參數(shù)對靜態(tài)軟化過程的影響規(guī)律，但是無法揭示300M 鋼的靜態(tài)再結(jié)晶機制。采用傳統(tǒng)的金相淬火法來深入分析不同變形條件對靜態(tài)再結(jié)晶機制的影響，需要進行大量的金相實驗，并且不能直觀地揭示再結(jié)晶機制?；诖?，Zhao 等[46]提出采用熱壓縮與高溫激光共聚焦相結(jié)合的實驗方法來研究300M 鋼的靜態(tài)再結(jié)晶機制及其影響因素，相關(guān)方法的具體描述在李建軍等[47]的文獻中有詳細報道。通過原位觀察實驗發(fā)現(xiàn)，在變形溫度為1000 ℃、預(yù)應(yīng)變速率為0.01 s?1時，300M 鋼靜態(tài)再結(jié)晶的孕育期為41 s，當保溫時間超過120 s 時，靜態(tài)再結(jié)晶晶粒幾乎不在變化。此外，靜態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸受保溫溫度的影響明顯，隨著保溫溫度的增加而快速增加，而靜態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸受應(yīng)變速率的影響較小。圖5 所示為靜態(tài)再結(jié)晶保溫過程的演化示意圖，可以看到，在應(yīng)變誘導(dǎo)晶界遷移機制的作用下，晶粒邊界遷移，所掃略過的區(qū)域最終形成新的靜態(tài)再結(jié)晶晶粒。

圖5 應(yīng)變速率為0.01 s?1、保溫溫度為1273 K 時300M 鋼的微觀組織[46]Fig.5 Microstructures of 300M steel at the strain rate of 0.01 s?1 and insulation temperature of 1273 K

為了量化靜態(tài)再結(jié)晶過程，研究者也建立了相應(yīng)的靜態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型。Liu 等[43]采用經(jīng)典的Avrami 等式建立了300M 鋼靜態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型，該模型能夠很好地吻合300M 鋼雙道次壓縮曲線所反映出的軟化規(guī)律。為了更加準確地從微觀演化角度來量化變形條件對300M 鋼靜態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)的影響，Zhao 等[46]對通過原位觀察實驗所獲得的微觀組織進行統(tǒng)計學(xué)分析，計算得到再結(jié)晶晶粒尺寸及靜態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)，并分別建立了300M 鋼的靜態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型的靜態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型。該模型與通過金相腐蝕法所獲得的靜態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)也能夠很好吻合，表明通過熱壓縮實驗和原位實驗相結(jié)合的方法能夠很好地研究300M 鋼靜態(tài)再結(jié)晶過程，并且基于此所建立的動力學(xué)模型準確可靠。此外，上述方法對于其他材料的后動態(tài)再結(jié)晶過程的研究也具有很強的借鑒意義。

2.4 亞動態(tài)再結(jié)晶機制及建模

當熱變形過程中的變形量超過臨界應(yīng)變值后，道次間的保溫過程中材料會發(fā)生亞動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象[48]。亞動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生過程不需要孕育期，因此往往發(fā)生速度較快。張艷姝等[49]基于雙道次壓縮曲線，建立了300M 鋼亞動態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型，并通過淬火實驗進行了驗證。Liu 等[50]對300M 鋼進行單道次熱壓縮試驗后，繼續(xù)對試樣保溫不同時間，隨后淬火觀察金相組織，研究保溫溫度、應(yīng)變速率以及保溫時間對300M 鋼亞動態(tài)再結(jié)晶過程的影響。Zhao 等[51]設(shè)計了原位實驗來研究應(yīng)變速率、保溫溫度和保溫時間對300M 鋼亞動態(tài)再結(jié)晶過程的影響，結(jié)果表明，亞動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸隨著保溫溫度、應(yīng)變速率和保溫時間的增加而增加。圖6 所示為300M 鋼在應(yīng)變速率為0.01 s?1、保溫溫度為1000 ℃時，保溫不同時間的熱腐蝕微觀。由于原位觀察實驗的連續(xù)性，很容易分析300M 鋼亞動態(tài)再結(jié)晶機制，可以看到，300M 鋼的亞動態(tài)再結(jié)晶過程中存在明顯的晶粒吞并、晶界遷移等現(xiàn)象。

圖6 在應(yīng)變速率為0.01 s?1、保溫溫度為1273 K 時保溫過程的熱腐蝕微觀[51]Fig.6 Thermal etched microstructure of 300M steel at the strain rate of 0.01 s?1 and the insulation temperature of 1273 K during in-situ insulation process

Zhao 等[51]基于原位觀察實驗所獲得的微觀組織，統(tǒng)計分析了300M 鋼亞動態(tài)再結(jié)晶過程中再結(jié)晶分數(shù)及平均晶粒尺寸，并建立了亞動態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型以及亞動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型，所建立模型的預(yù)測值與實驗值一致性較好。此外，Liu 等[52]也基于流動曲線建立了300M 鋼亞動態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)模型，該模型能夠很好量化流動曲線所反映的流動軟化現(xiàn)象。

2.5 相變機制及模型

鍛件最終的微觀組織對其力學(xué)性能有很大的影響，因此有必要深入研究材料的相變機制。Liu 等[53]研究了在變形溫度為900 ℃、應(yīng)變速率為0.1 s?1時，不同變形量下300M 鋼的相變規(guī)律。Chen 等[54]通過高溫激光共聚焦設(shè)備，研究了不同冷卻速度下300M鋼的相變機制，并繪制了300M 鋼相變圖。圖7 所示為通過原位觀察所得300M 鋼在冷卻過程中的相變過程，可以非常清楚地看到300M 鋼冷卻時珠光體、貝氏體及馬氏體的形成過程，其中a—d，f—i，k—n 分別是珠光體、貝氏體、馬氏體轉(zhuǎn)變示意圖，e，j，o 是原位觀察結(jié)果。可以看到，珠光體的形成過程是逐漸變密集的方式，而非外延式生長或交替生長；貝氏體轉(zhuǎn)變主要以元素擴散為主（有方向），與擴散機制一致；馬氏體形成與位錯運動關(guān)系密切。

圖7 珠光體、貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變示意圖[54]Fig.7 Illustration of the pearlite,bainite,and martensite transformation

為了進一步量化300M 鋼冷卻過程中不同階段相的百分比含量，Chen 等[55]提出了一種基于原位觀察結(jié)果定量分析相變過程的方法。采用該方法可以獲得相變過程中各組織的轉(zhuǎn)變量，如圖8 所示?；诖耍珻hen 等[54]建立起了300M 鋼相變動力學(xué)模型，該模型的置信區(qū)間為0.988，表明該模型能夠很好地描述300M 鋼的相變動力學(xué)行為。

圖8 用圖像處理方法從0.3 ℃/s 的原位觀察結(jié)果中獲取組織轉(zhuǎn)變量的過程[54]Fig.8 Phase transition amount determination via image processing of in-situ observation results at the cooling rate of 0.3 ℃/s

3 熱鍛成形工藝

前面討論的本構(gòu)模型及組織演化機制均為300M鋼熱成形過程的基礎(chǔ)研究，其目的是為了充分理解材料在熱變形條件下的變形行為。基于此，為實際鍛造過程提供理論指導(dǎo)。隨著計算機技術(shù)的不斷進步，數(shù)值分析方法在工藝制定中扮演著越來越重要的角色，對于像飛機起落架這樣的大型構(gòu)件，有必要深入分析變形參數(shù)對鍛件宏觀充填性能以及微觀組織演變機制的影響，優(yōu)化出最佳的成形工藝。宋春燕[56]針對飛機起落架的預(yù)制坯工藝，設(shè)計了等高預(yù)制坯和非等高預(yù)制坯兩種方案，基于Deform 軟件模擬，發(fā)現(xiàn)等高形狀預(yù)制坯成形鍛件的飛邊分布更均勻，更有利于外筒鍛件的成形。代偉等[57]通過有限元分析了300M 鋼飛機起落架的模鍛工藝，發(fā)現(xiàn)300M 鋼適宜的鍛造溫度為1100 ℃左右，在該條件下通過3 個火次能夠有效成形出目標鍛件。黃廣三[58]基于宏微耦合的熱變形本構(gòu)模型，研究了300M 鋼熱鐓粗過程中的流動行為和組織演變，實現(xiàn)了鐓粗過程變形參數(shù)的優(yōu)化。李洪波等[59]通過Deform3D 的二次開發(fā)，研究了飛機起落架外筒在鍛造過程中的晶粒尺寸演化，并與實際結(jié)果進行對比，兩者一致性很好，表明二次開發(fā)的方法能夠有效預(yù)測組織演化。姜靜[60]通過優(yōu)化飛邊尺寸的方法來控制材料在模具內(nèi)的流動，進而保證飛機起落架在鍛造過程中能夠很好充滿型腔，并通過Deform3D研究了飛機起落架全流程的鍛造過程的模擬，結(jié)果表明該方法能夠很好地調(diào)控材料的流動性，生產(chǎn)出滿足要求的鍛件。陳榮創(chuàng)[61]通過Deform3D 的二次開發(fā)，將已有的關(guān)于300M 鋼宏微觀的研究模型嵌入程序中，系統(tǒng)研究了300M 鋼飛機起落架鍛造全流程過程的流動行為及組織演化。圖9 所示為飛機起落架終鍛過程中晶粒尺寸演化。通過Defrom3D 二次開發(fā)程序，很好模擬了飛機起落架鍛造全過程中的材料中的應(yīng)力場、應(yīng)變場、溫度場以及微觀組織的變化。最后將模擬結(jié)果與實際鍛造過程進行對比，發(fā)現(xiàn)兩者一致性很好，表明該方法可以很好地從宏觀及微觀角度來全面優(yōu)化飛機起落架的鍛造工藝。該方法不局限于300M鋼飛機起落架的鍛工藝優(yōu)化，對于其他材料以及其他類型的鍛件，該方法也有很好的適用性。陳華[62]基于Deform 軟件研究了飛機起落架鍛后預(yù)處理和最終熱處理工藝，結(jié)果表明3 次正火加一次回火工藝能夠很好地細化晶粒?？梢钥吹?，圍繞300M 鋼鍛造工藝優(yōu)化，研究者們做了大量的工作，從制坯到終鍛后的熱處理，從微觀組織到宏觀流動行為。這一方面依賴于計算機技術(shù)的發(fā)展，另一方面依賴于前人做的大量基礎(chǔ)研究，為提高數(shù)值分析的精度提供了有效的保障。

圖9 飛機起落架終鍛平均晶粒尺寸分布[61]Fig.9 Average grain size distribution of aircraft landing gear during final forging

4 結(jié)語

綜述了300M 鋼熱變形本構(gòu)模型、微觀組織演化以及鍛造全流程研究現(xiàn)狀?？梢钥吹?，研究學(xué)者們針對300M 鋼的熱變形過程展開了深入系統(tǒng)的研究，本構(gòu)模型方面涉及到唯象形模型、唯物形模型以及神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型，涉及到不同變形道次熱壓縮下的本構(gòu)模型；在微觀組織方面，涉及到熱變形過程中的各個階段、各種因素對組織的影響。此外，對于鍛造工藝過程也有深入的研究?？傮w來看，在本構(gòu)模型方面，今后需要進一步減少模型參數(shù)，提高模型精度，使模型更容易應(yīng)用到數(shù)值分析中去。在微觀組織方面，目前的研究手段比較單一，主要通過金相組織來研究不同變形條件、不同變形過程材料的組織演變，缺乏更加微觀的視角來分析300M 鋼熱變形過程中的各種再結(jié)晶機制。在晶粒尺寸演化方面，目前的研究各個階段都是獨立的，這很難用到鍛造過程的全流程模擬中去，后續(xù)需要有效建立起不同變形過程中的晶粒演化之間的聯(lián)系。有效將變形各階段聯(lián)系起來，探索不同變形過程之間的鍛件組織及流動行為的遺傳繼承關(guān)系是鍛造全流程模擬的重中之重。此外，當前的研究主要集中于熱成形過程，在后續(xù)的研究中需要更多涉及到300M 鋼具體的鍛造工藝過程的優(yōu)化以及鍛后熱處理工藝方面。