武 川 ，禹興勝 ，石如星 ，李昌義 ，汪雨昌

（1.天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，天津 300222；2.洛陽中重鑄鍛有限責(zé)任公司，洛陽 471039；3.中信重工機(jī)械股份有限公司，洛陽 471039）

模具工業(yè)水平是衡量一個(gè)國家制造業(yè)水平高低的重要標(biāo)志，也是一個(gè)國家的工業(yè)產(chǎn)品保持國際競(jìng)爭(zhēng)力的重要保證之一。高品質(zhì)模具鋼的開發(fā)和應(yīng)用是支撐模具行業(yè)快速發(fā)展的重要基石[1]。55NiCrMoV7 是一種我國引自歐洲的典型熱作模具鋼，在高溫下具有較高的硬度、強(qiáng)度、韌性，良好的抗沖擊性、回火穩(wěn)定性，以及尺寸穩(wěn)定性，主要用于制造再結(jié)晶溫度以上的固態(tài)金屬或高溫液態(tài)金屬壓制成形的模具，在我國航空航天、汽車制造等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[2]。模具鋼上述力學(xué)性能的優(yōu)劣主要由其微觀組織結(jié)構(gòu)決定，而金屬材料微觀組織結(jié)構(gòu)是熱變形和后續(xù)熱處理工藝共同作用的結(jié)果。其中，熱變形過程材料的變形行為和微觀組織演化對(duì)材料的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能產(chǎn)生了重要影響。因此，國內(nèi)外學(xué)者就此開展了系統(tǒng)深入的研究。

劉泳等[3]基于熱模擬Gleeble-3800 試驗(yàn)機(jī)測(cè)試了材料1.273 模具鋼不同變形條件下的應(yīng)力應(yīng)變曲線，并建立了應(yīng)變補(bǔ)償?shù)谋緲?gòu)方程和熱加工圖，基于此確定了材料的變形激活能，分析確定了合理的工藝參數(shù)范圍。王慶敏等[4]研究測(cè)試了Q345JGC 鋼的流變曲線，建立了材料變形條件下的Arrhenius 本構(gòu)模型，并預(yù)測(cè)得到了精度較高的流動(dòng)應(yīng)力應(yīng)變曲線。馬瀟等[5]對(duì)25Cr3Mo3NiNbZr 鋼的熱變形行為進(jìn)行了研究，基于實(shí)測(cè)的應(yīng)力數(shù)據(jù)建立了材料高溫變形的雙曲線本構(gòu)模型，并通過熱加工圖確定了材料再結(jié)晶發(fā)生的溫度范圍，確定了流動(dòng)失穩(wěn)區(qū)間。陳榮東等[6]實(shí)驗(yàn)研究了55MnCrNb 含鈮高碳鋼的流變行為，建立了本構(gòu)模型和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶數(shù)學(xué)模型，確定了材料高溫變形的合理工藝參數(shù)范圍。此外，許多學(xué)者對(duì)鋼的熱變形過程微觀組織演化機(jī)制也進(jìn)行了深入研究。陳宇翔等[7]對(duì)2Cr11MoVnbN 材料高溫變形過程微觀組織演化進(jìn)行了研究，基于金相分析建立了材料動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變和動(dòng)力學(xué)演化的數(shù)學(xué)模型，并精確預(yù)測(cè)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生規(guī)律。余新平等[8]對(duì)17Cr2Ni2Mo 齒輪的鋼熱變形過程微觀組織演化進(jìn)行了研究，研究表明，在高應(yīng)變速率下，在應(yīng)力峰值后會(huì)出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶演化；而在低應(yīng)變速率下，應(yīng)力峰值出現(xiàn)波動(dòng)說明發(fā)生了多次動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。王濤等[9]對(duì)不銹鋼鍛造過程微觀組織演化進(jìn)行了研究，建立了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶數(shù)學(xué)模型，并導(dǎo)入到有限元模擬軟件中，預(yù)測(cè)不同鍛造工藝下的宏觀變形和微觀組織演化規(guī)律。另外，關(guān)于55NiCrMoV7 熱作模具鋼的研究也有報(bào)道。張占平等[10-11]研究了55NiCrMoV7材料回火過程微觀組織演化規(guī)律，結(jié)果表明，隨著回火溫度升高，殘余奧氏體逐漸分解，回火碳化物以M3C 和VC 為主，同時(shí)建立了馬氏體體積與回火溫度、時(shí)間的關(guān)系。Fan 等[12]研究了55NiCrMoV7 模具鋼微觀組織對(duì)力學(xué)性能的影響規(guī)律，而 Zhang 等[13]則對(duì)55NiCrMoV7 模具鋼的斷裂行為進(jìn)行了研究，該研究為預(yù)測(cè)服役壽命提供了基礎(chǔ)。然而，到目前為止關(guān)于55NiCrMoV7 材料高溫變形行為與微觀組織演化的研究還未有報(bào)道。本文對(duì)55NiCrMoV7 高溫變形特點(diǎn)和微觀組織演化規(guī)律進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)研究和理論分析。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本文熱變形與微觀組織演化采用的實(shí)驗(yàn)材料為中信重工機(jī)械股份有限公司熱鍛廠提供的鍛后熱處理坯料，其化學(xué)成分如表1 所示（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），完全奧氏體化溫度為770 ℃。55NiCrMoV7 模具鋼鍛后熱處理如圖1 所示。

表1 55NiCrMoV7 模具鋼化學(xué)成分

圖1 55NiCrMoV7 模具鋼鍛后熱處理

圖1（a）為鍛后熱處理室溫組織，包括體積分?jǐn)?shù)40%的針狀馬氏體和塊狀殘余奧氏體。圖1（b）為鍛后熱處理組織加熱到奧氏體區(qū)間均溫10 min 的組織，可以看出晶粒尺寸在20～30 μm。等溫?zé)崮M壓縮實(shí)驗(yàn)是研究材料高溫變形行為和組織演變最常用的方法，本實(shí)驗(yàn)采用Φ10 mm × 15 mm 的圓柱試樣基于Gleeble-1500 熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)機(jī)，在溫度范圍為800～1 200 ℃、應(yīng)變速率為0.01～5 s-1及壓下量為70%的條件下進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率壓縮。試樣采用通電加熱，試樣溫度是通過焊接在試樣高度方向中間部分的熱電偶測(cè)定的，溫度偏差控制在1 ℃。試樣以10 ℃/s 的速度加熱到變形溫度，保溫10 min 使其溫度均勻，然后進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率熱變形，變形后試樣立即水冷以保留變形時(shí)的組織。具體流程如圖2 所示。

圖2 55NiCrMoV7 等溫?zé)釅嚎s試驗(yàn)流程

將壓縮水冷后的試樣沿軸線切開，進(jìn)行鑲樣、拋光、打磨，用苦味酸溶液進(jìn)行腐蝕。金相試樣在LEICA DFC320 臥式光學(xué)顯微鏡上觀測(cè)組織形貌并拍攝50～1 000 倍數(shù)下的金相照片。利用金相分析軟件Improplus 完成定量金相實(shí)驗(yàn)。

2 結(jié)果與分析

2.1 高溫流變行為

55NiCrMoV7 材料在溫度 800～1 200 ℃、應(yīng)變速率0.01～5 s-1及壓下量為70%的條件下等溫壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖3 所示。

圖3 不同溫度和應(yīng)變速率下55NiCrMoV7 材料的應(yīng)力應(yīng)變曲線

從圖3 可以看出，應(yīng)力大小對(duì)溫度、應(yīng)變速率和應(yīng)變的變化較為敏感。材料應(yīng)力隨著溫度的升高或應(yīng)變速率的降低而降低。在溫度低于1 000 ℃時(shí)，材料表現(xiàn)出顯著的加工硬化特性，即流動(dòng)應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而快速增加，這種現(xiàn)象是位錯(cuò)累積導(dǎo)致的。在溫度較低條件下，原子擴(kuò)散能力有限，因此限制了位錯(cuò)在同一滑移系內(nèi)或不同滑移系之間的滑移、攀移等位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而減弱了位錯(cuò)之間的反應(yīng)而提高了位錯(cuò)密度，宏觀表現(xiàn)出流動(dòng)應(yīng)力的增加[14]。在溫度高于1 000 ℃時(shí)，材料表現(xiàn)出明顯的流動(dòng)軟化現(xiàn)象，即流動(dòng)應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而降低，這種現(xiàn)象說明材料在變形溫度高于1 000 ℃的區(qū)間，發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是模具鋼高溫變形過程中的一種重要微觀組織演化機(jī)制，這種演化包括形核和長大2 個(gè)過程。在晶界或微觀缺陷處，易于形成位錯(cuò)密度較低的再結(jié)晶晶核，在體系能量差驅(qū)動(dòng)下，具有較低位錯(cuò)密度的晶核逐漸向高位錯(cuò)密度的基體組織擴(kuò)展，從而實(shí)現(xiàn)了再結(jié)晶晶粒的長大和系統(tǒng)整體位錯(cuò)密度的降低[15]。在宏觀上表現(xiàn)為流動(dòng)應(yīng)力的降低，即軟化現(xiàn)象。

2.2 本構(gòu)模型

鐵碳合金材料高溫變形過程應(yīng)力、應(yīng)變速率、溫度和應(yīng)變之間的關(guān)系，可以通過Arrhenius 方程進(jìn)行描述。典型的Arrhenius 方程表示為[16-17]

式中：ε 為應(yīng)變速率（s-1）；R 為氣體常數(shù)（8.31 J mol-1K-1）；T 為絕對(duì)溫度（K）；Q 為變形激活能（kJ /mol）；σ 為流動(dòng)應(yīng)力（MPa）；A、A1、α、β1、n 和 n1均為待確定材料參數(shù)。

在 1.2 ＜ ασ ＜ 0.8 的條件下，方程（1）可表示為

分別對(duì)方程（3）和（4）兩邊取對(duì)數(shù)，得到

根據(jù)方程（5）和（6），做出 ln ε-ln σ 和 ln ε- σ 關(guān)系圖，從而確定峰值應(yīng)力處參數(shù)和值，如圖4 所示。

圖4 55NiCrMoV7 峰值應(yīng)力條件下的材料參數(shù)和值的確定

通過圖4 可以確定峰值應(yīng)力處參數(shù)n1和β1值。從圖4 中可以看出，所擬合直線的斜率近似相等。從而表明，在800～1 200 ℃的范圍內(nèi)，材料變形行為可以用相同的方程進(jìn)行描述。在圖4（a）中，擬合直線的平均斜率為 0.104，因此 n1值約為 9.6。同理，β1值近似為0.1。而根據(jù) α = β1/n1，則 α 約為 0.010 4。

在整個(gè)變形范圍內(nèi)，Arrhenius 方程（1）可以表示為

對(duì)方程（7）兩邊取對(duì)數(shù)，并在峰值應(yīng)力處做出ln ε -ln（sin（ασ））擬合圖如圖 5 所示。

圖5 55NiCrMoV7 峰值應(yīng)力條件下材料參數(shù)值的確定

通過擬合直線的平均斜率，可以得到n 值，如圖5（a）所示。從圖5（a）可以看出，擬合直線的平均斜率為6.7，所以 n 值約為 0.15。同理關(guān)系圖，如圖5（b）所示，可以通過擬合直線的斜率計(jì)算出激活能Q 的值，圖5（b）中擬合曲線的平均斜率為5 023，故激活能 Q 的值約 279 kJ/mol。

同理，方程（7）中A 值同樣可以確定為2.8×1012。因此，對(duì)于峰值應(yīng)力的本構(gòu)方程可以表示為

類似地，可以求出其他應(yīng)變條件下的材料參數(shù)值。方程（1）可以進(jìn)一步表示為

其中Z 參數(shù)可以表示為εexp（Q/（RT））。

方程（7）進(jìn)一步表示為

將上式兩端分別取對(duì)數(shù)，得到下式

基于方程（11），并結(jié)合整個(gè)變形范圍內(nèi)的材料參數(shù)值，可以預(yù)測(cè)不同變形條件下的應(yīng)力應(yīng)變曲線，如圖6 所示。

從圖6 可以看出，本文所建立的本構(gòu)方程可以較為準(zhǔn)確預(yù)測(cè)800～1 200 ℃的范圍內(nèi)，應(yīng)變速率0.01～5 s-1條件下的流動(dòng)應(yīng)力。預(yù)測(cè)的流動(dòng)應(yīng)力隨著溫度的升高或應(yīng)變速率的降低而降低，而且在低溫和高溫區(qū)間表現(xiàn)出明顯的加工硬化和流動(dòng)軟化現(xiàn)象，從而進(jìn)一步證明了本文建立模型的正確性。

圖6 基于所建本構(gòu)模型對(duì)55NiCrMoV7 材料不同溫度和應(yīng)變速率下的流動(dòng)應(yīng)力預(yù)測(cè)

2.3 熱加工圖

熱加工圖基于動(dòng)態(tài)材料模型建立，已經(jīng)被廣泛應(yīng)用于金屬材料成形性能分析。金屬材料熱變形過程是一個(gè)能量耗散過程。瞬時(shí)能量耗散P 通常包括2 部分：宏觀塑性變形耗散部分G 和微觀組織演化耗散部分J，該耗散過程可表示為[18]

應(yīng)變速率敏感系數(shù)m 是區(qū)分變形熱和微觀組織演化耗散能量的因子，熱加工圖由能量耗散率η 和ξ流動(dòng)失穩(wěn)疊加而成[19]。其中，能量耗散率可以定義為應(yīng)變速率敏感系數(shù)m 和溫度T 的函數(shù)

應(yīng)變速率敏感系數(shù)m 是溫度和流動(dòng)應(yīng)力的函數(shù)，其表達(dá)式為

而流動(dòng)失穩(wěn)的判定標(biāo)準(zhǔn)是m、T 和ε 的函數(shù)值為負(fù)數(shù)，可以表示為[20]

上式中，負(fù)值代表失穩(wěn)區(qū)域，失穩(wěn)區(qū)域與能耗率的疊加即可得到熱加工圖。由此可見，通過熱加工圖可以定性判定材料安全區(qū)域和失穩(wěn)區(qū)域發(fā)生的工藝條件。在安全工藝條件下，材料可能發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶或超塑性變形等，而失穩(wěn)區(qū)間則可能出現(xiàn)剪切帶或局部流動(dòng)等現(xiàn)象。55NiCrMoV7 材料在不同變形條件下的熱加工圖如圖7 所示。

圖7 55NiCrMoV7 在不同應(yīng)變量下的熱加工圖

從圖7 可以看出，失穩(wěn)區(qū)域（灰色）隨著應(yīng)變的增加而發(fā)生變化。由于55NiCrMoV7 材料的碳當(dāng)量較高，所以在應(yīng)變量為0.1 的條件下，仍可能出現(xiàn)失穩(wěn)區(qū)域。此時(shí)失穩(wěn)區(qū)域主要集中在低溫高應(yīng)變速率條件下，而隨著應(yīng)變的增加，流動(dòng)失穩(wěn)區(qū)域進(jìn)一步擴(kuò)大，在溫度較高的區(qū)域也出現(xiàn)了失穩(wěn)現(xiàn)象。這表明55NiCrMoV7材料變形工藝窗口較窄，特別是在應(yīng)變速率大于1 s-1的條件下，無論是高溫還低溫區(qū)間都可能發(fā)生失穩(wěn)現(xiàn)象。但是，隨著變形的增加，材料逐漸發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，因此耗散率在增加，從而一定程度上改善了材料的熱加工性能。

2.4 微觀組織演化

55NiCrMoV7 模具鋼在高溫變形過程，微觀組織演化機(jī)制十分復(fù)雜，而且對(duì)溫度和應(yīng)變速率十分敏感。圖8 是材料在1 100 ℃和應(yīng)變速率0.01～5 s-1條件下的微觀組織演化金相圖。

圖8 55NiCrMoV7 材料在1 100 ℃和不同應(yīng)變速率條件下的微觀組織演化金相圖

從圖8 可以看出，在1 100 ℃高溫條件下材料已經(jīng)發(fā)生了顯著的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，大部分粗大變形的原始晶粒已經(jīng)被等軸細(xì)小的再結(jié)晶晶粒所代替，微觀組織較為均勻?？梢钥闯?，在同一溫度下，隨著應(yīng)變速率的提高，再結(jié)晶晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)均有所下降。這主要是由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是一個(gè)時(shí)間和晶界遷移速率共同作用的過程。應(yīng)變速率提高，意味著再結(jié)晶晶界遷移的時(shí)間縮短，進(jìn)而導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒尺寸有所下降，因此動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)降低。由于再結(jié)晶晶粒尺寸的下降，也導(dǎo)致了對(duì)基體變形晶粒的取代不夠充分，所以表現(xiàn)出晶粒尺寸存在一定差距，微觀組織不均勻性比較明顯。但是，在變形較大的心部區(qū)域，由于變形比較嚴(yán)重，應(yīng)變激活能較大，所以新生再結(jié)晶晶粒在較短時(shí)間內(nèi)也可以發(fā)生比較充分的長大。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶較為充分，晶粒均勻細(xì)小，但變形較小的邊部區(qū)域動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度低，晶粒較為粗大，而且隨著變形速率的增加，變形不均勻性趨勢(shì)也相應(yīng)增加，因此出現(xiàn)了明顯的變形帶。

圖9 是材料在應(yīng)變速率0.01 s-1和不同溫度（800 ～1 100 ℃）下的微觀組織演化金相圖。

圖9 55NiCrMoV7 材料在0.01 s-1 和不同溫度條件下的微觀組織演化金相圖

從圖9 可以看出，變形溫度對(duì)微觀組織演化十分重要。在800 ℃的低溫變形過程，完全沒有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，原始晶粒只是隨著材料流動(dòng)方向被拉長。當(dāng)溫度升高至900 ℃，在原始晶界處逐漸出現(xiàn)細(xì)小的晶核，但是這種條件下再結(jié)晶晶粒尺寸極小。在1 000 ℃變形，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象較為明顯，原始組織晶界處被等軸再結(jié)晶晶粒取代，但是初始晶粒內(nèi)部的再結(jié)晶晶粒尺寸較小，所以這種條件下微觀組織仍不均勻，變形帶沒有完全消除。當(dāng)溫度升高至1 100 ℃，此時(shí)等軸再結(jié)晶晶粒已經(jīng)完全取代了原始組織，整個(gè)微觀結(jié)構(gòu)的均勻性較好。溫度對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶演化規(guī)律的影響可以歸結(jié)于熱激活能的影響。在低溫條件下，原子躍遷的概率較低，所以晶界遷移速率低，再結(jié)晶晶核不易發(fā)生長大，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象不夠明顯，盡管晶界處出現(xiàn)新生晶核，但是尺寸較小，對(duì)基體組織取代效果不夠明顯。隨著溫度升高，原子躍遷的幾率極大提高，晶核晶界易于擴(kuò)散長大，導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒尺寸逐漸長大并取代變形的組織，從而表現(xiàn)出再結(jié)晶晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)增加，微觀組織更加均勻。

3 結(jié) 論

本文主要通過Gleeble 熱模擬實(shí)驗(yàn)、本構(gòu)建模、金相觀察和組織分析對(duì)55NiCrMoV7 模具鋼的高溫變形行為和微觀組織進(jìn)行了研究，得出以下結(jié)論：

（1）測(cè)試得到了55NiCrMoV7 模具鋼在溫度800～1 200 ℃、應(yīng)變速率0.01～5 s-1及變形量70%條件下的應(yīng)力應(yīng)變曲線，擬合了Arrhenius 方程的材料參數(shù)，建立變形本構(gòu)模型，預(yù)測(cè)了不同條件下的流動(dòng)應(yīng)力，預(yù)測(cè)值與實(shí)測(cè)值最大相對(duì)誤差小于7%。

（2）建立了材料熱加工圖，確定了材料熱變形過程失穩(wěn)區(qū)域發(fā)生條件為溫度低于1 000 ℃、應(yīng)變速率高于 1 s-1。

（3）材料在溫度高于1 000 ℃和應(yīng)變速率低于0.10 s-1的條件下，易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，可以細(xì)化晶粒，且引起材料的流動(dòng)軟化。