史華亮，李繼強(qiáng)，賈志欣，劉立君，鄭雅宏（.太原科技大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，太原 03004；.浙江大學(xué)寧波理工學(xué)院機(jī)電與能源工程學(xué)院，寧波 3500）

0 引 言

在各類模具中，壓鑄模具的工況條件非常惡劣，其直接與高溫、高壓、高速的金屬液接觸，一方面需承受金屬液的直接沖刷、磨損、高溫氧化及各種腐蝕作用，另一方面又反復(fù)受到熾熱金屬加熱和冷卻介質(zhì)（水、油、空氣）冷卻的冷熱循環(huán)交替作用，主要失效形式為整體開裂、熱蝕、變形、熱磨損及熱疲勞龜裂等。統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)顯示，60%以上的壓鑄模是因熱疲勞裂紋擴(kuò)展而失效的［1－3］。常規(guī)的化學(xué)熱處理、堆焊、電火花表面強(qiáng)化、PVD（物理氣相沉積）、CVD（化學(xué)氣相沉積）等方法均可在一定程度上延長模具的使用壽命［4－7］，但上述處理方法存在成本高、工藝復(fù)雜、處理周期長等缺點(diǎn)，或者處理后的模具存在較大畸變、鍍層薄而脆、磨損極快、容易出現(xiàn)早期裂紋等缺點(diǎn)，在實(shí)際應(yīng)用中存在一定問題。

植物葉片由平行狀、網(wǎng)絡(luò)狀或放射狀分布的葉脈和葉肉構(gòu)成，質(zhì)地強(qiáng)韌的葉脈起支撐作用，葉肉在葉脈之間有緩沖外界應(yīng)力的作用。如果將植物葉片沿垂直于葉脈方向撕裂，裂紋擴(kuò)展的方向往往會在葉脈與葉肉的結(jié)合處發(fā)生偏轉(zhuǎn)，如圖1（a）所示。昆蟲的翅膀一般由質(zhì)地堅(jiān)韌的翅脈和翅膜構(gòu)成，蜻蜓翅膀撕裂后，裂紋在擴(kuò)展過程中存在頻繁偏轉(zhuǎn)的現(xiàn)象，如圖1（b）所示。這兩種生物原型具有共同的特征，即：一方面它們都具有軟硬交替的結(jié)構(gòu)，另一方面該結(jié)構(gòu)中硬質(zhì)單元呈現(xiàn)不同的分布形態(tài)，這使得上述生物體的柔性和剛性完美結(jié)合，并具有優(yōu)異的力學(xué)性能。

圖1 典型的生物模型Fig.1 Typical biological model：（a）cracked plant leaf and（b）cracked dragonfly wing

研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)激光仿生強(qiáng)化后，模具鋼的表面耐磨損性能提高了1.8倍［8］，蠕墨鑄鐵的耐磨性提高了81.4%［9］，45鋼模具表面的強(qiáng)化單元體對疲勞裂紋擴(kuò)展具有阻礙作用，從而使得抗疲勞性能顯著提高［10］。賈志欣［11］等發(fā)現(xiàn)，仿生處理后的壓鑄模具壽命提高了1.5倍以上；Lee［12］等對H13模具鋼進(jìn)行激光處理后發(fā)現(xiàn)，熔凝區(qū)的硬度提高了2倍以上。為此，作者以SKD61鋼頂蓋壓鑄模具為考察對象，根據(jù)上述生物模型中葉脈或翅脈形狀，利用激光快速熔凝工藝在其表面制備出了仿生強(qiáng)化單元體，在不改變模具鋼表面成分的條件下，實(shí)現(xiàn)鋼基表面的自強(qiáng)化，并對熔凝單元的組織、硬度及模具使用壽命等進(jìn)行了綜合評價(jià)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)用SKD61模具鋼的化學(xué)成分如表1所示，其熱處理規(guī)范為1 020℃油淬＋580℃×2h空冷＋560℃×2h空冷。鋼表面經(jīng)砂紙打磨、噴砂、清洗、干燥后置于WF300型脈沖YAG激光器的三軸數(shù)控工作臺上，按照設(shè)定的激光參數(shù)模擬葉脈和翅脈的特征在試樣表面加工出仿生強(qiáng)化單元體。工藝參數(shù)：聚焦透鏡焦距為100mm，激光焊接電流為150A，頻率5Hz，脈寬時(shí)間8ms，激光掃描速度40.0mm·min－1，氬氣流量10.0mL·min－1。

表1 SKD61模具鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of SKD61die steel（mass）%

1.2 試驗(yàn)方法

金相試樣取自垂直于激光束掃描方向的橫截面，按常規(guī)金相試樣制備方法制備，經(jīng)4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕后，采用Nikon MA100型光學(xué)顯微鏡和S-4800型掃描電鏡分析熔凝層的組織形貌，并用掃描電鏡附帶的能譜儀分析熔凝區(qū)及過渡區(qū)的成分變化；按圖2所示的測試點(diǎn)，在MH-60型顯微硬度計(jì)上測顯微硬度。

圖2 顯微硬度測試點(diǎn)Fig.2 Microhardness test points

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可見，SKD61熱作模具鋼基體的組織為回火馬氏體和M4C3及M6C型碳化物［13］。

圖3 SKD61模具鋼基體的SEM形貌Fig.3 SEMmorphology of SKD61die steel matrix

由圖4可見，在試驗(yàn)條件下，SKD61鋼經(jīng)激光熔凝處理后組織分為三個(gè)區(qū)，由表及里依次為熔凝區(qū)、熱影響區(qū)和基體，其中熔凝區(qū)和熱影響區(qū)的界限不明顯。熔凝區(qū)深約1.2mm，寬約1.3mm，組織致密、無孔洞及裂紋等缺陷，大致可以分為三個(gè)部分，表面為細(xì)小的等軸晶區(qū)，中間為柱狀樹枝晶區(qū)，底部為胞狀晶區(qū)，如圖5所示。這種組織的形成由熔凝區(qū)上的溫度梯度G、冷卻速率N和凝固速率R共同控制［14－15］。

圖4 激光熔凝處理后SKD61模具鋼OM形貌Fig.4 OMmorphology of SKD61die steel after laser remelting

激光處理時(shí)的冷卻速率為

式中：T為溫度；x為熔凝層的深度；A為被處理材料對激光的吸收率；q0為激光輻照功率密度；k為導(dǎo)熱系數(shù)；α為熱擴(kuò)散系數(shù)；τ為激光輻照加熱時(shí)間；r為冷卻時(shí)間；P，d，υ分別為激光輸出功率、束斑直徑和掃描速率。

材料表面發(fā)生熔化時(shí)的溫度梯度為

凝固速率R與G、N的關(guān)系為

結(jié)晶開始時(shí)，G/R很大，熔池底部具有極大的成分過冷，結(jié)晶極為迅速，形成激冷等軸晶，如圖5（a）所示。激冷等軸晶是基體晶粒的外延生長，在一個(gè)基體晶粒上可以外延生長很多個(gè)激冷等軸晶，這主要是快冷增大了形核率的緣故［16］。在激冷等軸晶的前沿仍存在很大的成分過冷和很高的成核率，沿結(jié)晶方向上G/R下降，使晶核突出一旦出現(xiàn)在結(jié)晶前沿，便迅速沿溫度梯度負(fù)方向生長為柱狀樹枝晶；隨著結(jié)晶過程向表面推進(jìn)，G/R變小，但熔池頂部因此受試樣本體和表面空氣的雙重冷卻作用，也形成了極其細(xì)密的樹枝晶，如圖5（b），（c）所示。另外，在局部區(qū)域還觀察到了柱狀樹枝晶直接生長至表面的情況。

熱影響區(qū)大致可分為兩部分，與熔凝區(qū)相接的部分組織較為粗大，這是由于較大的過熱度使得奧氏體晶粒長大造成的；與基體相接的部分基本保持了基體組織的特征，此部分相當(dāng)于高溫回火組織。

2.2 微區(qū)成分

從圖6可以看出，SKD61鋼激光熔凝區(qū)中的鐵、碳、硅、釩、鉻、鉬的分布比較均勻，沒有產(chǎn)生明顯的偏析。這是因?yàn)楦吣芗す馐谷勰龑又械膴A雜物重新熔化，因而凈化了合金組織，熔凝區(qū)中沒有形成大顆粒碳化物。

圖5 熔凝區(qū)的SEM形貌Fig.5 SEMmorphology of melted zone near matrix（a）and near surface at low （b）and high（c）magnifications

圖6 SKD61鋼熔凝區(qū)線掃描結(jié)果Fig.6 Linear scanning result of melted zone of SKD61steel

2.3 顯微硬度

由圖7可以看出，激光熔凝區(qū)的硬度明顯高于基體的，最大硬度位于次表層?？梢酝ㄟ^去除最表層獲得光滑的模具表面和最好的強(qiáng)化效果。熱影響區(qū)硬度的變化比較平緩，在熱影響區(qū)和基體交界處由于進(jìn)一步回火，硬度略有降低。

圖7 仿生強(qiáng)化單元顯微硬度沿x軸和y軸方向分布Fig.7 Microhardness distributions of biomimetic strengthened unit：（a）along xaxis and（b）along yaxis

在激光強(qiáng)化過程中，當(dāng)強(qiáng)激光能量集中照射至小的單元體區(qū)域時(shí)，會導(dǎo)致照射區(qū)域材料發(fā)生相變或熔化，在隨后的液相金屬凝固過程中，由于外界空氣和母體的雙重冷卻作用，熔凝區(qū)形成超細(xì)化組織，碳及合金元素來不及析出而幾乎全部均勻固溶于基體過程中，使得熔凝區(qū)的硬度、強(qiáng)度有較大程度的提高。

晶粒細(xì)化不僅能有效地提高材料的硬度和強(qiáng)度，還能明顯提高其塑性和韌性［17－18］。晶粒大小是晶界多少的反映，而晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的最大障礙之一，減小晶粒尺寸將增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)障礙的數(shù)量，晶粒愈細(xì)、晶界愈多，對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用就愈大，從而使材料的屈服強(qiáng)度升高。激光熔凝處理后，熔凝區(qū)內(nèi)的晶粒尺寸非常細(xì)小，因此熔凝區(qū)的強(qiáng)度和硬度較基體的都會有較大程度的提高。

激光加熱會導(dǎo)致碳元素、合金元素等迅速溶進(jìn)基體組織，在隨后的冷卻過程中極高的冷卻速率使溶質(zhì)原子來不及析出而幾乎全部固溶于基體，導(dǎo)致熔凝區(qū)的固溶強(qiáng)化。激光熔凝工藝的凝固過程具有比其它工藝更高的過冷度和更快的冷卻速率，因此熔凝區(qū)組織的固溶能力大大增強(qiáng)，宏觀上反映為熔凝區(qū)的強(qiáng)度和硬度較基體有較大程度的提高。

2.4 模具的使用壽命

由圖8可見，SKD61鋼頂蓋壓鑄模具在使用到12 000模次左右時(shí)，模具深腔小圓弧過渡角處和內(nèi)澆口位置出現(xiàn)了熱疲勞裂紋，導(dǎo)致鑄件不合格。其中，壓鑄件材料為ZL102合金，澆注溫度660℃。在模具表面易產(chǎn)生裂紋處進(jìn)行激光熔凝處理，熔凝處理后去除外表層（約0.08mm），處理后模具在使用達(dá)到18 000模次時(shí)，表面狀態(tài)依然完好，如圖8（b）所示，當(dāng)達(dá)到28 000模次以上時(shí)，型腔才出現(xiàn)了明顯的疲勞裂紋，其使用壽命提高1倍以上。

材料的熱疲勞壽命取決于熱疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展兩個(gè)方面。一方面，熔凝區(qū)的細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化等提高了材料的強(qiáng)度，降低了裂紋在表面萌生的概率；另一方面，強(qiáng)化單元可以有效抵御熱疲勞裂紋的擴(kuò)展，使裂紋在強(qiáng)化單元面前產(chǎn)生不同程度的阻滯行為，大大降低了熱疲勞裂紋的擴(kuò)展速率，從而提高了熱疲勞裂紋的擴(kuò)展抗力，延長了模具的使用壽命。

3 結(jié) 論

（1）SKD61模具鋼經(jīng)激光熔凝處理后的橫截面從里及內(nèi)依次為熔凝區(qū)、熱影響區(qū)和基體，熔凝區(qū)組織由極細(xì)的等軸晶和柱狀晶組成，合金元素分布均勻，消除了夾雜物。

（2）與常規(guī)熱處理相比，熔凝區(qū)的顯微硬度顯著提高，對熱疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展有明顯的抑制作用。

圖8 強(qiáng)化前后SKD61鋼頂蓋壓鑄模具經(jīng)長時(shí)使用后表面的宏觀形貌Fig.8 Macrograph of the surface of SKD61steel head cover die used for a long time：（a）before strengthening and（b）after strengthening

（3）經(jīng)激光熔凝處理后的SKD61鋼頂蓋壓鑄模具的使用壽命提高了1倍以上。

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