焦清洋，趙 棟，王新宇，李世鍵

（沈陽飛機工業(yè)（集團）有限公司，遼寧 沈陽 110850）

AerMet100鋼是Carpenter公司開發(fā)的二次硬化型Ni-Co-Cr系航空結構鋼，該合金鋼在最終熱處理狀態(tài)下具有較高的抗拉強度（1965 MPa）、斷裂韌性（126.4 MPa·m1/2）和優(yōu)秀的抗應力腐蝕開裂能力，3.5%NaCl溶液中的應力腐蝕臨界應力場強度因子KISCC可達38.5 MPa·m1/2，因此適合應用于海軍軍用飛機起落架系統(tǒng)的承力部件[1-4]。

基于AerMet100鋼應用領域的重要性，有必要將有限元分析（Finite element analysis，FEA）技術應用于模擬該材料的熱處理過程，定量分析溫度場、應力應變場以及相變情況。在對零件進行熱處理工藝設計階段，FEA技術有助于篩查設計缺陷，優(yōu)化設計方案，從而有效節(jié)約試驗成本，縮短設計周期[5]。由于熱處理過程模擬屬于熱-結構-相變多物理場耦合問題，計算難度較大；另一方面熱處理模擬過程涉及的金屬熱性能及物理性能參數較多，且均隨溫度變化，個別參數隨溫度的變化規(guī)律存在顯著非線性[6-8]。目前尚缺乏系統(tǒng)性AerMet100鋼熱物理性能數據，因此研究并掌握AerMet100鋼熱物理性能數據十分重要。

本文通過試驗獲得了AerMet100鋼回火馬氏體及奧氏體的密度、熱應變、彈性模量、泊松比、熱導率、流變應力隨溫度的變化情況，并結合該合金的CCT曲線構建了熱物理性能數據庫，最后以齒輪淬火過程為例，采用SYSWELD有限元分析軟件進行了仿真分析，模擬結果符合熱處理淬火的基本規(guī)律。此外，本研究獲得的AerMet100鋼的熱物理性能數據也可用于焊接過程及其他熱加工過程的模擬。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

本試驗用國產AerMet100鋼的化學成分見表1，材料為預備熱處理狀態(tài)的回火馬氏體組織，顯微組織如圖1（a）所示，由顏色較深的針狀回火馬氏體和顏色較淺的殘留奧氏體組成。圖1（b）為該狀態(tài)下試驗鋼的XRD圖譜，可以看出回火態(tài)AerMet100鋼中的相主要以BCC結構的馬氏體和FCC結構的殘留奧氏體為主。

表1 試驗用Aer Met100鋼的化學成分（質量分數，%）Table 1 Chemical composition of the tested Aer Met100 steel（mass fraction，%）

圖1 回火態(tài)AerMet100鋼的顯微組織（a）及XRD圖譜（b）Fig.1 Optical microstructure（a）and XRD spectrum（b）of the tempered AerMet100 steel

1.2 試驗方法

熱導率測試使用耐馳LFA427激光熱導測試儀從室溫開始每隔100℃測試一次直至1200℃。熱應變測試使用DIL821熱機械分析儀測量φ5 mm×20 mm圓柱形試樣自室溫至1200℃的熱應變，升溫速率為3℃/min。密度測試使用梅特勒-托利多XS105密度天平測量試樣的室溫密度，并根據熱應變數據推導其高溫密度。彈性模量及泊松比測試使用RFDA HTVP1750-C高溫動態(tài)彈性模量分析儀進行。反應熱焓測試采用差示掃描量熱法，使用耐馳STA449F3量熱儀測量φ3 mm×1 mm片狀樣品的DSC曲線，升溫速率為10℃/min。高溫拉伸測試使用SANSCMT5205萬能試驗機測量材料在室溫至900℃的真應力-塑性真應變曲線，拉伸速率為2 mm/min，測量溫度間隔為100℃。

2 試驗結果及討論

2.1 熱物理性能結果與分析

圖2（a）為回火態(tài)AerMet100鋼的熱導率和熱應變在室溫至1200℃范圍內的變化曲線?？梢钥闯鰺釋是€在500℃及800℃存在明顯拐點，導致熱導率在500～800℃區(qū)間從0.031 W/（mm·K）下降至0.025 W/（mm·K），降幅達19%。熱導率的急劇下降由奧氏體化過程中的吸熱現象導致，下降幅度主要由試樣厚度決定。結合圖1可知，在室溫至500℃范圍內，AerMet100鋼回火馬氏體組織的熱導率隨溫度升高線性系數（K）為9.05×10-6W/（mm·K·℃），奧氏體組織在800～1200℃溫度區(qū)間的K值為2.13×10-5W/（mm·K·℃），可見AerMet100鋼奧氏體化導致K值存在明顯差異。圖2（a）中的熱應變曲線表明，回火馬氏體和奧氏體的熱膨脹系數分別為1.21×10-5℃-1和1.93×10-5℃-1，奧氏體化過程使試樣的宏觀熱應變在600～800℃區(qū)間趨于平緩，由于BCC→FCC晶體結構改變導致的收縮抵消了溫度升高引起的膨脹。試驗室溫密度測試結果為7970 kg/m3，根據熱應變曲線可計算得到密度隨溫度的變化情況，如圖2（b）所示，可以看出隨溫度升高，試驗鋼密度逐漸降低。

圖2 回火態(tài)AerMet100鋼的熱導率、熱應變（a）及密度（b）隨溫度的變化Fig.2 Curves of thermal conductivity and thermal strain（a）and density（b）of the tempered AerMet100 steel with temperature

圖3為回火態(tài)試驗鋼彈性模量和泊松比隨溫度的變化情況，測試方法為敲擊共振法，即通過觸發(fā)敲擊使矩形片狀試樣產生振動，探測系統(tǒng)采集的振動信號經數據處理獲得不同測試溫度下的頻率，根據公式（1～3）得到拉伸彈性模量（E）、剪切彈性模量（G）和泊松比（P）。

圖3 回火態(tài)AerMet100鋼的拉伸彈性模量和泊松比隨溫度的變化Fig.3 Curves of Young,s modulus and Poisson,s ratio of the tempered AerMet100 steel with temperature

式中：l、b、t分別為試樣的長寬高；f為振動頻率；m為試樣質量；T為測試溫度。從圖4可以看出，在500～800℃區(qū)間內奧氏體化導致E和P的變化趨勢偏離了線性規(guī)律，與圖2中熱導率的變化范圍一致。溫度升高引起的材料線膨脹降低了原子間結合力，從而導致彈性模量隨之降低。由測試結果可知，試樣在1200℃的彈性模量僅為室溫下的35%，而泊松比的相對變化量較小。

圖4為回火態(tài)AerMet100鋼以10℃/min的速度升溫至1200℃的DSC升溫曲線，從圖4可判斷Ac1為620℃，Ac3為815℃，奧氏體反應熱焓為42 600 J/kg。圖2～圖4中熱物理性能參數在500～800℃的非線性變化由AerMet100鋼的奧氏體轉變導致，將特征溫度匯總于表2。由于熱導率和彈性模量測試是在特定溫度下的平衡狀態(tài)進行，不同于熱應變和DSC測試的連續(xù)升溫過程，因此體現出奧氏體轉變特征溫度不同，升溫速度越快，Ac1測量值越高，而Ac3的測量值基本一致。

圖4 回火態(tài)AerMet100鋼的DSC升溫曲線Fig.4 DSC heating curve of the tempered AerMet100 steel

表2 不同測試方法獲得的回火態(tài)Aer Met100鋼奧氏體轉變特征溫度Table 2 Characteristic temperatures of austenite transformation of the tempered Aer Met100 steel revealed by different methods

圖5為回火態(tài)AerMet100鋼在不同溫度進行拉伸性能測試得到的真應力-塑性真應變曲線，可以看出試驗鋼的室溫屈服強度可達1250 MPa，并表現出明顯的應變硬化效果，塑性應變量進行至4.5%時，其流變應力可達1620 MPa。當變形溫度升高至500℃時，屈服強度呈線性規(guī)律逐漸降低至800 MPa，而且應變硬化的效果也逐漸減弱。在金屬材料發(fā)生塑性變形的過程中，影響流變應力（σ）的主要因素有變形溫度（T）、應變量（ε）和應變速率（），其相互關系可用本構方程σ=f（T，ε，）進行描述。在金屬熱處理過程中，應變速率可視為準靜態(tài)變形速度，而且必須考慮相變對真應力-塑性真應變曲線的影響。當變形溫度升高至600℃時，流變應力發(fā)生明顯下降，并脫離了25～500℃范圍的線性變化規(guī)律。這是因為高溫拉伸與熱導率和彈性模量測試相同，都屬于在恒溫平衡狀態(tài)下進行，從表2可以看出，此時Ac1在500～600℃范圍內，因此在600℃進行高溫拉伸時材料內部已經形成奧氏體相。與BCC結構相比，位錯在FCC結構奧氏體中的柏氏矢量較小、派納力更低、滑移系數量更多，因此奧氏體的出現可顯著降低材料整體的流變應力。測試溫度為700℃時，平衡狀態(tài)下奧氏體含量進一步增加，流變應力下降速度放緩，并且依然存在應變硬化行為。800℃時，試樣已全部奧氏體化，變形時的流變應力約為100 MPa，且應變硬化效果消失。

圖5 回火態(tài)AerMet100鋼在不同溫度下的拉伸流變應力曲線Fig.5 Tensile flow stress curves of the tempered AerMet100 steel at different temperatures

測量AerMet100鋼在1000℃保溫30 min后，以10種不同的冷速冷卻至室溫的應變量。冷卻速度分別為20、30、40、50、60、70、80、90、100、150℃/min，冷卻曲線如圖6所示，由于圖中10條曲線幾乎重合，因此縱坐標示意性地將曲線由上至下排列，以突出反應熱應變突變點的溫度。馬氏體轉變開始溫度點Ms為213℃，且基本不隨冷卻速度而變化，表明該鋼具有良好的淬透性，通常采用空冷即可得到馬氏體組織。根據Carpenter公司發(fā)布的官方AerMet100鋼CCT曲線，可見其Ms點為219℃，與本研究測量值的偏差可能來源于成分的微小差異。官方CCT曲線表明219℃的馬氏體轉變量為1%，205℃的馬氏體轉變量為15%，將其帶入描述馬氏體轉變過程的Koistinen-Marburger模型（4）可計算出馬氏體轉換系數Km值為0.011 736。

圖6 AerMet100鋼自1000℃經不同冷卻速率冷卻至室溫的熱應變曲線Fig.6 Thermal strain curves of the AerMet100 steel cooling from 1000℃to room temperature with different cooling rates

式中：Pm為馬氏體體積分數；Ms為馬氏體轉變開始溫度；T為溫度；Pa為溫度下降至Ms時剩余的奧氏體體積分數，本研究Pa為1。

2.2 熱處理仿真分析驗證

為了驗證試驗獲得的回火態(tài)AerMet100鋼熱物理性能數據的有效性，基于SYSWELD軟件進行了數據庫構建，并以齒輪熱處理淬火過程為例進行了仿真分析驗證。

圖7為AerMet100鋼齒輪的熱處理過程有限元模擬結果，其中圖7（a）所示為二維齒輪模型，為了提高模擬精度，在劃分網格時將零件表層在深度方向進行細化。模擬時將加熱溫度設置為885℃，保溫1000 s，然后置入20℃油中進行淬火，并在油中放置6000 s后結束。圖7（b）為奧氏體相在加熱保溫過程中t=900 s的分布情況，圖7（c）為t=1120 s下的齒輪截面溫度分布情況，圖7（d）為淬火時t=1700 s的馬氏體分布情況，圖7（e）為t=7000 s時溫度變化導致的熱應力分布情況，圖7（f）為t=7000 s時熱膨脹和相變引起的變形情況。

圖7 AerMet100鋼齒輪的熱處理過程有限元模擬結果Fig.7 FEA results of AerMet100 gear during the heating and quenching process

通過模擬結果可知，隨著保溫時間的延長從邊緣向心部逐步形成奧氏體；在冷卻過程中，溫度從邊緣向心部逐漸冷卻，馬氏體轉變從邊緣向心部逐步形成；淬火后應力分布與變形分布對應性較好。模擬結果符合加熱奧氏體化及淬火馬氏體化過程的基本規(guī)律，證明試驗獲得的回火態(tài)AerMet100鋼熱物理數據可用于該材料熱處理仿真分析。

3 結論

1）回火態(tài)AerMet100鋼的室溫組織為回火馬氏體+殘留奧氏體，在升溫過程中奧氏體反應熱焓為42 600 J/kg。其他熱物理性能參數，如密度、熱應變、彈性模量、泊松比、熱導率、流變應力等均在Ac1～Ac3范圍內發(fā)生非線性變化，且不同測試方法體現出Ac1和Ac3存在差異，該差異由測試狀態(tài)和升溫速度導致。

2）回火態(tài)AerMet100鋼加熱至1000℃經20～150℃/min冷卻速度降至室溫，Ms基本一致，約為213℃，且基于Koistinen-Marburger模型描述馬氏體轉變行為的Km值為0.011 736。

3）基于本研究獲得的回火態(tài)AerMet100鋼各項熱物理性能數據可用于SYSWELD軟件，從而進行該材料升溫和降溫熱處理過程中的溫度場、相組成、應力場等的仿真分析。