預(yù)熱與焊后回火對(duì)鑄鋼基體雙金屬梯度堆焊鍛模堆焊層組織與性能的影響

高飛，周杰，朱姍姍，沈力，余春堂

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預(yù)熱與焊后回火對(duì)鑄鋼基體雙金屬梯度堆焊鍛模堆焊層組織與性能的影響

高飛，周杰，朱姍姍，沈力，余春堂

(重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶，400044)

為解決大型鍛模的高成本、低壽命等問題，提出鑄鋼基體表面堆焊制備大型液壓機(jī)用鍛模新方法，針對(duì)其中的焊前預(yù)熱與焊后回火工藝，將有限元分析與試驗(yàn)分析相結(jié)合，研究預(yù)熱溫度與焊后回火對(duì)堆焊層組織與力學(xué)性能的影響機(jī)理。研究結(jié)果表明：常溫堆焊時(shí)，堆焊熔合區(qū)組織為馬氏體+碳化物+殘留奧氏體；隨著預(yù)熱溫度的升高，冷卻時(shí)間不斷延長，組織呈現(xiàn)馬氏體→貝氏體→珠光體轉(zhuǎn)變趨勢，顯微硬度逐漸降低；當(dāng)預(yù)熱溫度為400 ℃時(shí)，熔合區(qū)組織為鐵素體+珠光體；焊后550 ℃/2 h回火后，堆焊層及熱影響區(qū)硬度下降，基體中析出大量碳化物，堆焊層沖擊韌性顯著提高，斷裂方式以韌窩斷裂為主，母材性能在回火后無明顯變化，說明預(yù)熱與焊后熱處理使堆焊層獲得了較好的綜合力學(xué)性能。

鑄鋼；預(yù)熱溫度；數(shù)值模擬；組織；性能

隨著航空航天、大型船舶等國家重型裝備制造業(yè)的快速發(fā)展，大型鍛模的需求日益增加。目前，世界上最大的鍛模液壓機(jī)(8萬t壓機(jī))已投產(chǎn)使用，其所用的鍛模單塊質(zhì)量為20~40 t。對(duì)于此類大型鍛模，型腔區(qū)域在服役過程中由于受到高應(yīng)力、高溫度(局部溫度高達(dá)550~600 ℃)的影響，極易產(chǎn)生塑性變形；而非工作區(qū)域如燕尾、鍛模底部等非工作區(qū)域由于受到的應(yīng)力、溫度較小，工作環(huán)境并不惡劣，因此，該區(qū)域鍛模極難產(chǎn)生失效。若采用傳統(tǒng)的均質(zhì)5CrNiMo或H13鍛鋼制備鍛模，由于型腔部位因工況惡劣而過早失效，因此即使非型腔部位依然完好，也會(huì)導(dǎo)致整塊鍛模報(bào)廢，造成模具鋼材料的極大浪費(fèi)[1?3]。堆焊修復(fù)技術(shù)雖在一定程度上能延長其服役壽命，但未能從根本上解決大型鍛模成本高、壽命低的缺點(diǎn)[4]。本文作者提出一種鑄鋼基體雙金屬梯度層制備大型鍛模的新方法，即鍛?；w采用鑄鋼材料澆注成形，在型腔表面堆焊雙金屬梯度層作為鑄鋼基體鍛模強(qiáng)化層材料，以克服鑄鋼基體在性能上的不足。該方法從根本上改變了傳統(tǒng)鍛模的制備過程，相對(duì)于傳統(tǒng)鍛模制備工序，減少了自由鍛、粗加工、鍛后熱處理等工序，提高鍛模型腔表面高溫耐磨、耐熱性能，且鑄鋼基體材料可重復(fù)使用，大幅度降低鍛模制造成本，提高模具壽命，具有廣泛的應(yīng)用前景和重大的經(jīng)濟(jì)效益[5]。鑄鋼JXZG1碳當(dāng)量為0.71%，焊接性能較差，在堆焊過程中易產(chǎn)生淬硬馬氏體相，導(dǎo)致焊接區(qū)形成微裂紋，增加焊縫的斷裂傾向。K?SE等[6]認(rèn)為，焊前預(yù)熱與焊后回火能顯著改善AISI420馬氏體不銹鋼焊縫的機(jī)械性能。CHO等[7]發(fā)現(xiàn)焊后熱處理消除了F82H鋼焊縫在焊接凝固過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，使焊縫力學(xué)性能與母材基本保持一致，因此，焊前預(yù)熱與焊后回火對(duì)焊縫性能影響較大。目前，針對(duì)JXZG1基體雙金屬制備鍛模的焊前預(yù)熱與焊后回火的研究鮮有報(bào)道，前預(yù)熱與焊后回火對(duì)鑄鋼基體堆焊層的影響機(jī)理尚不清楚。因此，研究焊前預(yù)熱與焊后回火對(duì)鑄鋼基體雙金屬梯度堆焊鍛模堆焊層的影響顯得尤為重要。通過實(shí)驗(yàn)的方法能夠獲得堆焊過程中的熱循環(huán)曲線與表面溫度場，但這些實(shí)驗(yàn)實(shí)施較為困難。數(shù)值模擬技術(shù)能夠有效模擬焊接過程中各個(gè)點(diǎn)的溫度場變化、焊接變形、殘余應(yīng)力及焊接接頭組織等[8]。此前，本課題組利用數(shù)值模擬技術(shù)，通過熱源校核與實(shí)驗(yàn)對(duì)比，驗(yàn)證了有限元計(jì)算結(jié)果的可靠性，獲得了最佳的堆焊工藝參數(shù)[9?11]。本文作者在上述工作的基礎(chǔ)上，運(yùn)用Simufact.welding 模擬軟件，模擬不同焊前預(yù)熱溫度下的熱循環(huán)曲線圖，并結(jié)合實(shí)驗(yàn)手段，探討預(yù)熱溫度及焊后回火工藝對(duì)JXZG1 堆焊層組織性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料采用JXZG1作為基體材料，鑄鋼澆注成長×寬×高為150 mm×100 mm×50 mm的塊錠，錠坯采用860~920 ℃正火處理，空冷后在600~650 ℃內(nèi)回火處理。鑄鋼與焊材成分如表1所示。鑄鋼錠塊1組在20(室溫)，100，200，300和400 ℃預(yù)熱溫度下進(jìn)行堆焊，無焊后回火，另1組實(shí)驗(yàn)材料在預(yù)熱溫度300 ℃堆焊處理后，進(jìn)行550 ℃保溫2 h處理，隨后隨爐緩冷至室溫。堆焊材料為JX02焊絲，采用Miller Dimension 812焊機(jī)堆焊處理。與某廠3萬t水壓機(jī)用鍛模實(shí)際待焊模具(圖1)堆焊過程相近，堆焊工藝如表2所示。

回火后制取力學(xué)性能試樣，室溫下采用夏比U型缺口，試樣長×寬×高為55 mm×10 mm×10 mm，制取3個(gè)平行試樣后取平均值，在JB?03A型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，沖擊試樣的斷口形貌在JSM?6460LV掃描電鏡下進(jìn)行分析。顯微硬度在 HV?1000 顯微硬度計(jì)上測定，加載砝碼200 g，保壓時(shí)間 20 s。采用200?MAT數(shù)字式金相顯微鏡采集堆焊層的顯微組織圖片。

圖1 待焊模具

表1 鑄鋼與JX02化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

表2 焊接工藝參數(shù)

2 有限元模擬

采用焊接有限元軟件Simufact.welding模擬堆焊過程，分析不同預(yù)熱溫度下的熱循環(huán)曲線變化規(guī)律。有限元模型為與堆焊試驗(yàn)塊尺寸相同的三維模型，基體與焊縫三維模型如圖2所示。模型及網(wǎng)格劃分在Visual Mesh軟件中完成，每隔5 mm劃分1個(gè)節(jié)點(diǎn)。模擬所用材料熱物理參數(shù)性能如表3所示。圖3為數(shù)值模擬焊縫與實(shí)際焊縫對(duì)比圖。由圖3可以看出：數(shù)值模擬焊縫與實(shí)際焊縫的熔深、熔寬及余高基本一致。

3 結(jié)果與分析

3.1 不同預(yù)熱溫度下距離焊接線縱向5 mm處的熱循環(huán)曲線

熱循環(huán)曲線能夠反映出焊接條件下的加熱速度H、峰值溫度m、在相變溫度以上的停留時(shí)間H、冷卻速度c和冷卻時(shí)間5/8。以距焊縫5 mm處的堆焊層為參考點(diǎn)，模擬不同預(yù)熱溫度下的熱循環(huán)曲線，如圖4所示。由圖4可知：隨著預(yù)熱溫度的升高，H和m變化不大，5/8和H不斷延長，c不斷降低。在 20 ℃下堆焊時(shí)，m為1 177 ℃，5/8為8.3 s。在400 ℃預(yù)熱溫度下堆焊時(shí)，m為 1 587 ℃，較20 ℃時(shí)的峰值溫度上升410 ℃；5/8為87 s，較20 ℃時(shí)的冷卻時(shí)間延長78.7 s。

圖2 數(shù)值模擬所用模型網(wǎng)格

圖3 模擬焊道與實(shí)際焊道比較

3.2 不同預(yù)熱溫度下堆焊層的組織與性能

3.2.1 顯微組織

與熱循環(huán)曲線相對(duì)應(yīng)，選取距焊接熔合線5 mm處，對(duì)比不同預(yù)熱溫度下堆焊層的顯微組織，如圖5所示。由圖5可知：20 ℃預(yù)熱時(shí)，堆焊層組織為馬氏體+碳化物+少量殘留奧氏體，組織分布不均勻(圖5(a))；100 ℃預(yù)熱時(shí)，顯微組織與圖5(a)基本相同(圖5(b))；200 ℃預(yù)熱時(shí)，組織中開始出現(xiàn)針狀下貝氏體(圖5(c))；300 ℃預(yù)熱時(shí)，珠光體組織開始出現(xiàn)，貝氏體完全消失(圖5(d))；當(dāng)預(yù)熱溫度升高至400 ℃時(shí)，顯微組織為珠光體和鐵素體組織，馬氏體組織消失(圖5(e))。隨著預(yù)熱溫度升高，組織呈現(xiàn)馬氏體→貝氏體→珠光體的轉(zhuǎn)變趨勢。

表3 基體及焊材熱物理性能

預(yù)熱溫度/℃：1—20；2—100；3—200；4—300；5—400。

由圖4~5可知：隨著基體預(yù)熱溫度的升高，焊接熱循環(huán)起始溫度不斷增加，焊后冷卻速率逐漸下降，熔池金屬高溫停留時(shí)間不斷延長。熔池金屬在平衡凝固條件下，液態(tài)金屬首先轉(zhuǎn)變?yōu)棣蔫F素體+液相兩相區(qū)，隨后的冷卻過程中，δ鐵素體+液相發(fā)生包晶反應(yīng)形成奧氏體，液態(tài)金屬逐漸被消耗。由于基體與焊材的含碳量均大于0.17%，包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束后，仍有部分液相存在，這些剩余液相繼續(xù)結(jié)晶成奧氏體，在進(jìn)一步冷卻過程中，奧氏體開始轉(zhuǎn)變；20 ℃預(yù)熱時(shí)，由于熔池金屬高溫停留時(shí)間短(5/8＜18 s)，冷卻速率快，在或轉(zhuǎn)變過程中，碳原子及其他合金元素來不及擴(kuò)散，在奧氏體晶粒內(nèi)部容易形成局部貧碳區(qū)和富碳區(qū)。由于鐵素體優(yōu)先在貧碳區(qū)上形核、長大，而板條狀馬氏體優(yōu)先在富碳區(qū)形成[12?13]，因此，當(dāng)預(yù)熱溫度較低時(shí)，顯微組織以鐵素體和板條馬氏體為主。當(dāng)預(yù)熱溫度升高時(shí)(200~300 ℃)，焊縫金屬冷卻速率較慢，此時(shí)碳擴(kuò)散速度加快，組織中開始出現(xiàn)貝氏體，同時(shí)馬氏體比例減少(見圖5(b))。當(dāng)預(yù)熱溫度較高時(shí)(≥300 ℃)，焊縫峰值溫度較高，奧氏體化較為均勻，而且碳有充分的時(shí)間擴(kuò)散、遷移，奧氏體在較慢的冷卻速度下發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，形成珠光體組織(見圖5(e))。同時(shí)，較慢的冷卻速度也有利于氫的擴(kuò)散與逸出，降低形成氫裂紋的傾向[14]。

溫度/℃：(a) 20；(b) 100；(c) 200；(d) 300；(e) 400

3.2.2 顯微硬度

圖6所示為不同預(yù)熱溫度下熔合線附近顯微硬度變化曲線。由圖6可知：在同一預(yù)熱溫度下，堆焊層硬度最高，從堆焊層邊界到基體邊界的熱影響區(qū)硬度逐漸降低，基體為硬度最低部分。20 ℃預(yù)熱時(shí)，堆焊層平均硬度(HV)為484，基體平均硬度(HV)為180。隨著預(yù)熱溫度的增加，堆焊層及熱影響區(qū)硬度逐漸下降，基體硬度基本維持不變。當(dāng)溫度提高到400 ℃時(shí)，堆焊層平均硬度(HV)降至450。熱影響區(qū)硬度高于母材，主要是來自于馬氏體的作用。焊接快速冷卻過程相當(dāng)于淬火過程，熱影響區(qū)的馬氏體相當(dāng)于淬火態(tài)馬氏體，由于淬火態(tài)馬氏體位錯(cuò)密度高(1 015~1 016 m?2)[15]，這些位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中相互交割，產(chǎn)生位錯(cuò)纏結(jié)，使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增大，運(yùn)動(dòng)困難，形成位錯(cuò)強(qiáng)化效果，使得熱影響區(qū)的硬度增加。另外，在快速冷卻過程中，在固溶強(qiáng)化作用下，大量溶質(zhì)原子固溶到基體中，進(jìn)一步提高了熱影響區(qū)的硬度。同時(shí)，堆焊過程熔合線附近金屬處于固液兩相共存區(qū)，熔池凝固過程中靠近熔池處的晶粒為粗大柱狀晶，而熱影響區(qū)也存在較粗大的晶粒，導(dǎo)致該處顯微硬度大于基體的顯微硬度。

預(yù)熱溫度/℃：1—20；2—100；3—200；4—300；5—400。

由圖4~5可知：隨著預(yù)熱溫度的升高，熔池金屬冷卻速率逐漸降低，堆焊層組織呈現(xiàn)馬氏體→貝氏體→珠光體的轉(zhuǎn)變趨勢。預(yù)熱溫度越低，熔池與基體間溫差越大、冷卻速率越快，形成淬硬馬氏體的傾向越明顯。由前面的分析可知：淬硬馬氏體是較硬的相，因此顯微硬度也就越大。當(dāng)預(yù)熱溫度升高時(shí)，焊接熱循環(huán)起始溫度升高，冷卻速率低，熔池金屬高溫停留時(shí)間延長，奧氏體成分均勻；在隨后的冷卻過程中，奧氏體發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，形成α鐵素體，由于鐵素體是較軟的相，因此，顯微硬度下降[16]。

3.3 回火前后堆焊層的組織與性能

3.3.1 顯微組織

圖7所示為堆焊層在300 ℃預(yù)熱條件下堆焊，回火前后的顯微組織圖?；鼗鹎岸押笇咏M織為馬氏體+殘留奧氏體+碳化物，馬氏體以黑色板條狀和片狀混合分布，殘留奧氏體則以網(wǎng)狀形式存在，如圖7(a)所示。550 ℃/2 h回火后，堆焊層組織為α鐵素體+碳化物+殘留奧氏體(白色不連續(xù)部分)，如圖7(b)所示。由圖7可知：回火處理后，網(wǎng)狀殘留奧氏體破碎并得到了明顯細(xì)化，馬氏體中隨著碳的析出、聚集，晶格常數(shù)逐漸減小，轉(zhuǎn)變?yōu)棣凌F素體和彌散分布的碳化物。

3.3.2 顯微硬度

圖8所示為300 ℃預(yù)熱條件下堆焊，試樣回火前后的顯微硬度變化曲線。550 ℃/2 h回火后，堆焊層平均顯微硬度(HV)為441，顯微硬度明顯降低。相對(duì)于回火前，熱影響區(qū)從堆焊層邊界到基體邊界，硬度變化趨勢較為平緩。這是由于回火后碳化物從過飽和的馬氏體組織中析出，使得馬氏體過飽和度降低，形成回火馬氏體。由于回火馬氏體位錯(cuò)密度低(1014m?2)，比淬火態(tài)馬氏體低1~2個(gè)數(shù)量級(jí)[17]，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力減小，導(dǎo)致回火后堆焊層及熱影響區(qū)硬度下降。另外，鐵素體的存在和碳化物的沉積也是導(dǎo)致回火后硬度下降的原因[18?19]。由于母材在預(yù)熱堆焊前已經(jīng)歷過一次回火，在焊后回火過程中又經(jīng)歷1次回火，母材總的回火時(shí)間比堆焊層及熱影響區(qū)的長，因此，回火后母材硬度降低，且比堆焊層及熱影響區(qū)的低。

3.3.3 沖擊性能

取熱處理前后的堆焊層及母材進(jìn)行沖擊性能實(shí)驗(yàn)，每組測試3個(gè)試件后取平均值，如圖9所示。由圖9可知：焊態(tài)下，堆焊層沖擊韌性較差，沖擊功僅為11.5 J?；鼗鸷?，堆焊層沖擊功明顯增加(47.7 J)。由圖7可知：焊態(tài)下，堆焊層組織以馬氏體組織為主，同時(shí)在快速冷卻過程中存在焊接殘余應(yīng)力，導(dǎo)致堆焊層沖擊韌性較差。回火后，碳化物從過飽和的馬氏體中析出，使得馬氏體的位錯(cuò)密度下降，同時(shí)回火也消除了焊接殘余應(yīng)力，因而堆焊層沖擊功明顯提高。母材的沖擊功在回火后稍微上升，沖擊功為31.4 J?；鼗饘?duì)母材沖擊功無明顯影響。

(a) 無回火處理；(b) 550 ℃/2 h保溫回火處理

1—回火前；2—回火后。

(a) 堆焊層；(b) 母材

圖10所示為沖擊斷口微觀形貌。回火前，堆焊層沖擊斷口上可見大量解理臺(tái)階和河流花樣，為典型的解理型斷裂，呈脆性斷裂。這是因?yàn)榛鼗鹎敖M織中含有大量的馬氏體，馬氏體中存在著大量的位錯(cuò)纏結(jié)，其塑韌性差，受到外加沖擊載荷時(shí)容易引發(fā)應(yīng)力集中而形成裂紋源，最終導(dǎo)致解離斷裂?；鼗鸷螅瑳_擊斷口上可見大量韌窩，斷裂方式為延性斷裂。在回火過程中，碳化物從焊縫中析出，在受到?jīng)_擊載荷時(shí)，基體與碳化物、非金屬夾雜物周圍產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)應(yīng)力大于塑形斷裂的臨界應(yīng)力時(shí)，使界面拉開或使碳化物折斷，從而形成微孔。隨著微孔在沖擊過程中的逐漸擴(kuò)大，相鄰微孔連接形成較大的微孔，最終形成韌窩。回火后，母材沖擊斷口為解理斷裂特征，具有明顯的撕裂棱和解離臺(tái)階面，斷裂特征與回火前基本相同，這說明焊后回火對(duì)母材性能影響不大。雖然焊后回火使母材又經(jīng)歷了1次回火，但由于母材JXZG1原始狀態(tài)組織由鐵素體和珠光體構(gòu)成，回火后組織基本沒有變化，因此，回火對(duì)母材的沖擊性能無明顯影響。

(a) 堆焊層熱處理前；(b) 堆焊層熱處理后；(c) 母材熱處理前；(d) 母材熱處理后

4 驗(yàn)證

采用本文的預(yù)熱(預(yù)熱溫度≥300 ℃)與焊后熱處理(550 ℃/16 h)工藝成功制備了鑄鋼基體雙金屬堆焊大型水壓機(jī)鍛模，如圖11所示。采用該方法制造的大型水壓機(jī)堆焊鍛模共鍛打了9件產(chǎn)品，模具服役狀態(tài)良好。與傳統(tǒng)5CrNiMo材料制備鍛模相比，該方法節(jié)省成本30%，模具制造周期減少10%，同時(shí)節(jié)省材料5%，具備廣闊的應(yīng)用前景和較好的經(jīng)濟(jì)效益。

(a) 上模；(b) 下模

5 結(jié)論

1) 通過比較數(shù)值模擬焊道與試驗(yàn)焊道的形貌尺寸，驗(yàn)證有限元模擬結(jié)果的有效性。隨著預(yù)熱溫度的增加，加熱速度、峰值溫度變化不大，冷卻時(shí)間5/8不斷延長，冷卻速度不斷降低。

2) 在20 ℃預(yù)熱溫度下，堆焊層組織為馬氏體+碳化物+殘留奧氏體，堆焊層硬度最高，基體硬度最低。隨著預(yù)熱溫度的升高，組織中呈現(xiàn)馬氏體→貝氏體→珠光體的轉(zhuǎn)變趨勢，硬度逐漸下降。當(dāng)預(yù)熱溫度≥300 ℃時(shí)，堆焊層中出現(xiàn)珠光體組織，淬硬馬氏體組織消失。

3) 經(jīng)550 ℃/2 h回火后，堆焊層組織為回火馬氏體+殘留奧氏體。母材、堆焊層及熱影響區(qū)硬度值有所下降。母材沖擊韌性無明顯變化，斷裂方式以解理斷裂為主；堆焊層沖擊韌性有所提高，斷裂方式以韌窩斷裂為主。

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(編輯 伍錦花)

Effect of preheat and post weld heat treatment on microstructure and mechanical properties of dies manufactured by bimetal-gradient-layer surfacing

GAO Fei, ZHOU Jie, ZHU Shanshan, SHEN Li, YU Chuntang

(College of Material Science and Engineering, Chongqing University, Chongqing 400044, China)

In order to solve the problems of high-cost and short life in large hydraulic press forging die, a new method, i.e. bimetal-gradient-layer surfacing (BGLS) based on cast-steel matrix cavity module, was adopted to manufacture hot forging die. The finite element method and experiment analysis were combined to investigate the effects of preheating and tempering on the microstructure and mechanical properties of the welds. The results show that when the specimen is preheated at room temperature, the microstructure is acircula martensite+carbides+retained austenite. As the preheating temperature increases, cooling time expands gradually, the microstructure has a trend of changing from martensite to bainite to pearlite and microhardness decreases. At 400 ℃, microstructure is mainly made up with ferrite+pearlite. After 550 ℃/2 h of tempering, the microhardness of surfacing layer and heat effect zone decreases, and large amounts of carbides precipitate in the matrix. The impact energy increases and the fracture mode is mainly dimple. Based material has no change in impact energy. In conclusion, pre and post weld heat treatments improve the mechanical properties of the welds.

cast-steel matrix; preheating temperature; numerical simulation; microstructure; properties

10.11817/j.issn.1672-7207.2017.09.008

TG455

A

1672?7207(2017)09?2308?08

2016?11?28；

2017?01?28

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51575067); 重慶市科研創(chuàng)新項(xiàng)目(CYB16016) (Project(51575067) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(CYB16016) supported by Chongqing Scientific Research and Innovation)

周杰，教授，從事模具制造相關(guān)研究，E-mail: zhoujie_cqu@126.com