【《预硬型塑料模具钢热处理相变Deform模拟分析案例》5800字】

预硬型塑料模具钢热处理相变Deform模拟分析案例实际生产中超大截面的DIN1.2738模块在淬火过程中，只能通过热电偶跟踪表面的的温度场的变化情况，对于模块心部的温度场和组织的变化不能通过热电偶或者打硬度的方法进行检测和检验，这也成为了工业生产实践中难以解决的技术问题，如何在不破坏产品的前提下获得满足要求的综合力学性能良好的超大截面的塑料模具钢的，热处理模拟软件应运而生。为了准确预测超大截面的塑料模具钢大模块的连续冷却时的温度场，本论文采用JMatPro测算模块的导热系数与实验得出的换热系数相结合，导入Deform中，模拟实现厚度较厚的模具钢的温度场的尽量准确、与实际吻合的预测。在实际的生产中，DIN1.2738大模块的生产工艺要经过钢锭的冶炼及浇注包括初炼、精炼、真空脱气和浇注；模块的锻造；模块的热处理三个重要环节如图4-1所示。图4-1大模块的生产过程淬火的模块越大，控制其淬火冷却速度就困难，越难获得所要求的淬火组织，从而也难获得所要求的力学性能。如果采用水淬的方法，冷却速度很快，可以使过冷奥氏体以极快的速度冷却到马氏体转变开始温度以下，表面基本获得全马氏体组织，模块的心部也可以快速冷却形成贝氏体组织，从而使得大模块的强硬性很高。但是冷却速度极快时获得的马氏体组织内部的组织应力和热应力很大，很容易在后续的加工出现开裂，导致产品报废。如果采用空冷的方法，大模块的冷却速度过慢，模块表面以一定的冷速冷却可以获得马氏体或者马氏体加贝氏体的混合组织保证其硬度达到要求，但是模块的截面过大时，大模块的心部冷却速度极慢，就会经过先共析铁素体或者珠光体的转变开始线，最终形成软相组织，导致截面的硬度不均匀，心部的硬度太低，无法满足生产产品的要求，降低生产率。宋冬利等人经过长时间的研究并经过计算机的模拟以及实践验证发现水冷和空冷的复合淬火可以有效解决超大截面模块的淬火问题。水冷空冷交替的工艺方法主要包括三个阶段：第一个阶段是空冷预冷阶段。这一阶段主要考虑到试验钢的合金成分很高，在高温区以相对较低的速度冷却其冷却曲线也不会经过珠光体和先共析铁素体的转变开始线，而且空冷的冷却速度远低于水冷，可以有效的降低马氏体转变的组织应力，有利于避免之后的开裂问题。空冷一段时间后进入第二阶段也就是水冷阶段，以水为介质快速降低模块的温度，加快模块心部的冷却速度，使心部连续冷却时避开危险区域，即珠光体和先共析铁素体的生成区域。当模块的表面温度降低到一定程度时进入第三个阶段，也就是水空复合交替循环阶段。这一阶段的大模块表面的冷却速度很高，为了防止模块的棱角和棱边处的马氏体的组织应力过大而出现开裂的问题，水冷一段实践后就迅速将大模块提起到空气中空冷降低组织应力、缓解局部的应力集中。同时由于模块心部和表面的温度梯度，热量从心部传递模块的表面也会使得外层的马氏体组织可以自回火，从而使模块的外层能够增加耐磨性和韧性，获得良好的综合力学性能。与此同时，心部也能够尽量保持一定的冷却速度，避免过慢的冷却速度形成珠光体组织降低心部的硬度。反复交替进行使模块并保持较小的应力下温度稳步降低，最终获得产品。本章节也采取并模拟水空水复合交替淬火的工艺方法，主要工艺过程为：淬火时，模块先出炉预冷40min，然后浸入水中，3h后出淬火槽自回火0.5h，并测量表面温度的变化，随后入淬火槽3h，淬火时间共计6h。利用Deform软件模拟探究超大截面塑料模具钢在水空复合淬火时的温度场，并结合CCT曲线分析其组织的变化情况。1.1模型的建立本论文以实际生产的超大截面的塑料模具钢的大模块为例进行模拟。图4-1中为简化的模块外形，尺寸为1200mm×1300mm×270mm。采用Deform将模块划分为20000个进行计算，如图4-2所示。图4-1淬火模块的物理模型图4-2淬火模块网格划分1.2热处理模型的建立热物性参数的准确程度对模拟与实际的吻合程度的影响是决定性的因素之一，而材料的导热系数和换热系数是水空复合淬火模拟最重要的参数。导热系数指的是材料本身的导热系数，可以采用JMatPro软件模拟计算，然后将结果导入Deform的材料数据库中如图4-3。换热系数随着环境的变化而变化，例如淬火水池的大小、南北方空气温度的差异以及水质的影响等等。本次模拟采用某工厂试制大模块的生产实践中实际实验测得的水和空气的换热系数如图4-4和4-5所示。图4-3导热系数图4-4空气的换热系数图4-5水的换热系数1.3模拟仿真结果及分析通过模拟大模块的整个淬火过程，从表面到心部依次选取了八个点，分别距离表面25mm、135mm、335mm、535mm、735mm、935mm、1135mm、1335mm，结合温度场随时间变化的云图进行分析。如图4-6所示，900摄氏度下模块整体都处于奥氏体化状态模块开始进入空冷预冷阶段；2140s时，空冷阶段即将结束，模块的表面冷速下降很快，棱角和棱边处温度快速降低；4930s时，模块正在第一次水冷阶段，此时模块的表面已经进行了马氏体转变，心部仍然处于高温状态，从表面到心部在进行相变过程；10200s时，水冷阶段即将结束，心部温度仍然高达734℃，此时距离表面135mm处已经进行了马氏体转变，内外温度梯度很高，热应力大；14700s时经第一次空冷，表面反温，减小模块内部和外部温差，外层的马氏体组织自回火；再次进入水冷阶段，模块继续快速降温，此时心部温度达到204℃，继续降温冷却。(a)(b)(c)(d)(e)(f)图4-6淬火过程中的YZ剖面的温度场变化如图4-7所示是距离表面不同距离的八个点淬火时温度随时间的变化图。通过各点的变化曲线可以计算到八个点的平均冷速分别近似于10℃/s、0.8℃/s、0.5℃/s、0.3℃/s、0.05℃/s、0.03℃/s、0.02℃/s、0.01℃/s。根据CCT推测从表面到心部的组织应分别是马氏体和贝氏体，没有珠光体组织。图4-7淬火模块各点温度变化第4章连续冷却曲线及相变分析3.1DIN1.2738钢连续冷却实验根据deform的模拟结果，分析DIN1.2738塑料大模块的内部的组织，可以通过观察CCT实验不同冷却速度的金相组织。再结合Deform计算机模拟软件分析出DIN1.2738大模块各个部位的不同冷速，然后对应CCT实验不同冷速的金相组织，从而就能分析模块的各个部位组织形态，通过分析组织来得到模块的性能。CCT曲线在DIL805膨胀相变仪上测试，相变试样为Ф4mm10mm，CCT曲线测定工艺为：将试样以10℃/s加热到900℃奥氏体化，保温5min后分别以不同的冷却速度冷却至室温。利用NikonEPIPHOT300型光学显微镜观察金相组织，并利用显微硬度计测试每个试样的显微硬度（载荷为200g）。3.2CCT曲线了解钢的TTT或CCT图是钢在机械加工的一个重要条件。为了确定这样的图表，国内外的专家和学者已经进行了大量的实验工作。然而，广泛的合金规格范围，对成分变化的敏锐敏感，对晶粒尺寸的依赖性，无一不意味着不可能产生足够的图表用以普遍使用。为了达到这个目的，许多公司已经进行了大量的工作来开发可以计算钢的TTT和CCT图的模型。几乎无一例外，这些模型在适用于碳钢和低合金钢方面受到了限制。JMatPro软件也开发了一个模型，可以为一般钢提供准确的TTT和CCT图。CCT曲线的测量方法有金相法、膨胀法、热分析法等,本文主要采用膨胀法来得到试验钢的CCT曲线。钢是一种具普遍应用的合金，该合金在加热或冷却的过程中达到一定温度会发生相变。钢的基本相的比容关系是马氏体的最大，铁素体次之，然后珠光体和奥氏体，碳化物的比容一般最小。不发生相变时，膨胀曲线中的膨胀量与时间呈线性关系，当发生了相变时，由于相的比容不同使得不同的相转变时会有体积变化，线性关系被破坏，正常的线性曲线出现了拐点。如图2-8所示，试验钢以200℃/h加热到900℃，当温度低于Ac1点时,试样由于热胀冷缩效应发生体积的伸长；当温度达到Ac1点时，试验钢开始发生相变，形成比容不同的新相。当温度达到Ac3点时,试样钢的相变结束，热膨胀曲线继续因热障冷缩效应而线性变化,因此，根据加热或冷却时试样钢热膨胀曲线的拐点确定钢的奥氏体转变的临界温度Ac1和Ac3以及转变所需的时间。如图2-9所示，试验钢以30℃/s的速度冷却时，钢在淬火冷却时膨胀量和温度呈线性关系，当钢以极快的速度冷却时会发生马氏体相变，奥氏体相和马氏体相的比容不同，膨胀曲线的斜率会发生变化，直到相变结束膨胀曲线和温度又恢复线性变化的关系，由此可测定钢的临界转变温度Ms和图3-1测定Ac1和A图3-2测定Ms如图3-3至图3-12是同一奥氏体化温度（880℃），保温相同时间（5min）但是不同冷速下的热膨胀曲线及其导数曲线。从图3-3至图3-10中的（a）图中可以看出膨胀量与温度在高温区域近似呈线性，相似于图3-2在不同冷速下的膨胀曲线的最低点附近做切线之后找到切点，也就是膨胀曲线斜率出现变化的转折点，就是相变点。图3-3至图3-10中相应的图（b）中可以看出导数曲线在高温区基本呈定值，不发生相变。图3-4、3-5、3-6、3-11中的图（b）在高温区的导数曲线出现波动可能是环境因素影响到仪器的测量。图3-11和图3-12中的图（b）在800℃到400℃的区域内膨胀量的导数值出现明显的变化，可能是出现了高温区的相变，可能出现了珠光体组织。图3-310℃/s冷速下的膨胀曲线图3-41℃/s冷速下的膨胀曲线图3-50.8℃/s冷速下的膨胀曲线图3-60.5℃/s冷速下的膨胀曲线图3-70.3℃/s冷速下的膨胀曲线图3-80.1℃/s冷速下的膨胀曲线图3-90.03℃/s冷速下的膨胀曲线图3-100.02℃/s冷速下的膨胀曲线图3-110.01℃/s冷速下的膨胀曲线图3-120.008℃/s冷速下的膨胀曲线采用切线法取出本论文试验钢的相变临界点，得到其CCT曲线如图3-13所示。结合不同冷速下的扫描电镜观察到的试验钢的室温下的微观组织图3-2和图3-5可以看出，DIN1.2738预硬型塑料模具钢具有良好的淬透性，冷却速度大于0.008℃/s时，均没有出现明显的软相组织，马氏体和贝氏体的转变温度范围均较宽，有利于获得强硬性好的组织，原因可能是Cr、Mo、V、Ni、Mn等多种合金元素的添加使得试验钢的CCT曲线右移，临界冷却速度变慢，即使以较慢的速度冷却时也不易经过高温的相变转变开始线，形成相应的软相组织，从而降低钢材的强度,而且大部分的合金元素又阻碍奥氏体晶粒长大的效果，有利于获得细晶粒的组织，提高室温组织的塑韧性。同时V、Mo元素的加入有利于形成碳化物，提高钢的耐磨性、耐回火性，而且显著增强钢的二次硬化作用。Cr、Ni、Mo的添加提高了DIN1.2738钢中奥氏体转变的激活能和形核功，且这３种元素均为过渡族元素，溶入奥氏体后与铁原子间的相互作用增大了原子扩散的激活能，从而降低了其自身以及铁元素的扩散系数，增强了奥氏体的稳定性。合金元素的自身的扩散速度比较慢，还会阻碍C元素的扩散使得珠光体形核困难，推迟珠光体转变，达到钢的硬度要求。当冷速较快时，基本得到全马氏体的组织，当冷速在0.5℃/s-0.1℃/s范围内时，马氏体和贝氏体的混合组织彼此重叠，没有明显的边界。先共析铁素体的临界冷速在0.008℃/s-0.01℃/s之间。图3-13试验钢的CCT曲线图不同冷速下的显微硬度如图3-14所示，结果表明，冷却速率和显微硬度值呈现正相关的趋势。当冷却速率小于0.5℃/s时，硬度随着冷却速率的增加明显增大，当冷速大于0.5℃/s时，硬度的增幅变小。结合CCT图分析可知，硬度的这种变化主要是由于不同冷却速率下的相变产物的不同而引起的。马氏体是碳在α−Fe中过饱和的间隙固溶体。因为快速冷却条件下C原子来不及扩散出去，就被位错禁锢形成柯氏气团，同时过饱和碳原子在晶格八面体间隙处形成的碳原子偏聚团造成晶格的畸变并形成一个应力场，该应力场与位错发生强烈的交互作用，会阻碍位错运动，固溶强化作用下马氏体的硬度较高。当冷却速率大于0.5℃/s时，结合CCT曲线可知，各试样的显微组织均已转化为马氏体，基本处于全马氏体的状态，而马氏体的硬度主要取决于碳含量，故冷却速率对硬度影响不大。图3-14不同冷速下试验钢的显微硬度3.3连续冷却转变后的金相组织过冷奥氏体以较快的速度冷却，在Ms点以下会发生马氏体转变。马氏体组织由于固溶强化、相变强化、时效强化和细晶强化的作用具有很高的强度和硬度。当冷却速度略有降低时，温度大于M图3-15至3-25是试验钢经不同冷却速率后的光学显微组织照片，结合所测得的显微硬度（如图3-14）观察图3-15到图3-18，发现DIN1.2738钢在快速冷却时板条状马氏体的组织特征明显；观察图3-21和图3-22发现冷速为0.03℃/s和0.02℃/s下得到的贝氏体为粒状贝氏体组织，奥氏体稳定性相当高。与10℃/s冷速的组织对应的平均显微硬度为648HV，在冷却速度分别为0.3℃/s-0.1℃/s时得到有两种组织，图中的浅色组织硬度在600HV左右，其他部位显微硬度为400HV，因此可认为是浅色部位为马氏体组织，其余为下贝氏体组织。图3-15冷速为10℃/s的光学显微组织图3-16冷速为1℃/s的光学显微组织图3-17冷速为0.8℃/s的光学显微组织图3-18冷速为0.5℃/s的光学显微组织图3-19冷速为0.3℃/s的光学显微组织图3-20冷速为0.1℃/s的光学显微组织图3-21冷速为0.03℃/s的光学显微组织图3-22冷速为0.02℃/s的光学显微组织进行SEM扫描电镜实验，对这些组织进行3000倍的扫描。如图3-23所示。图(a)、(b)中可以观察到在冷速为1℃/s