吳方俊，鄧小云，揭曉華，鄭開(kāi)宏，駱智超

(1.廣東工業(yè)大學(xué) 材料與能源學(xué)院, 廣東 廣州 510006;2.廣東省科學(xué)院 材料與加工研究所 廣東省金屬?gòu)?qiáng)韌化技術(shù)與應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 廣東 廣州 510650;3.廣州華德汽車(chē)彈簧有限公司, 廣東 廣州 511356; 4.廣東省鋼鐵基復(fù)合材料工程研究中心, 廣東 廣州 510650)

熱疲勞是熱作模具尤其是壓鑄模最主要的失效形式。壓鑄模具在工作中與高溫金屬接觸，受到反復(fù)的加熱和冷卻從而引起熱疲勞，使得材料表面產(chǎn)生微裂紋甚至皸裂。為了保證生產(chǎn)和提高模具壽命，通常要求這類(lèi)模具材料不但具有良好的高溫強(qiáng)韌性，而且具有一定的抗熱疲勞性能、抗回火軟化能力和耐熔損等綜合力學(xué)性能[1-5]。

目前國(guó)內(nèi)應(yīng)用最廣泛的熱作模具鋼為H13鋼，其是一種馬氏體型熱作模具鋼。H13鋼作為通用型熱作模具鋼，在熱鍛模、熱擠壓模具和壓鑄模領(lǐng)域中均被廣泛使用。當(dāng)前改進(jìn)型H13鋼的合金化思路為降Si增Mo，例如某公司的Dievar鋼，就具有高碳、高硅、高鉬、低鉻的特征[6-7]。國(guó)內(nèi)外普遍認(rèn)為，熱作模具鋼中的硅含量在0.5%～0.8%范圍內(nèi)最佳，當(dāng)Si含量大于0.8%時(shí)，會(huì)增加鋼的回火脆性，并使碳化物的聚集加快，從而使抗疲勞性能下降[8-10]。

目前，超高強(qiáng)熱成形鋼快速發(fā)展，其成形溫度高達(dá)900 ℃，對(duì)熱作模具鋼的服役性能提出更高要求。在生產(chǎn)實(shí)踐中，一些工廠發(fā)現(xiàn)Dievar鋼是較H13鋼更合適的超高強(qiáng)熱成形汽車(chē)鋼用模具鋼。除合金成分外，熱處理工藝對(duì)模具鋼的熱疲勞性能有顯著影響。然而，目前針對(duì)Dievar鋼服役性能及熱處理工藝的研究較少。本文對(duì)比研究了回火溫度對(duì)H13和Dievar鋼力學(xué)性能、熱穩(wěn)定性和熱疲勞性能的影響，為熱作模具鋼選材和熱處理制度的確定提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料及制備

試驗(yàn)鋼的成分如表1所示。試驗(yàn)鋼材為市場(chǎng)購(gòu)買(mǎi)的優(yōu)質(zhì)H13鋼和Dievar鋼，將上述鋼進(jìn)行淬火回火處理。淬火溫度為1030 ℃，加熱時(shí)間為30 min，分別在520、550、580、610、640、670、700 ℃回火兩次，每次加熱時(shí)間為2 h。利用DM13000M光學(xué)顯微鏡對(duì)淬火、回火后的試樣進(jìn)行組織分析。用HA-150A洛式硬度計(jì)測(cè)定硬度，每個(gè)試樣測(cè)量5次，取平均值。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》采用V型缺口試樣測(cè)量淬火態(tài)的斷裂韌性，每個(gè)工藝重復(fù)3個(gè)試樣。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 熱疲勞試驗(yàn)方法

圖1為熱疲勞試樣的尺寸和熱疲勞設(shè)備，熱疲勞試驗(yàn)采用Uddeholm熱疲勞方法，應(yīng)用自約束疲勞試驗(yàn)裝置[8-9]對(duì)試樣進(jìn)行1000次最高溫度為700 ℃的連續(xù)熱疲勞試驗(yàn)。將試樣按GB/T 15824—2008《熱作模具鋼熱疲勞試驗(yàn)方法》加工成帶兩個(gè)側(cè)面的棒狀，將兩個(gè)面研磨成拋光態(tài)，在感應(yīng)線(xiàn)圈下方的固定設(shè)備上固定。熱循環(huán)方式為加熱時(shí)間5 s，保溫時(shí)間1 s，噴淋時(shí)間8 s，冷卻介質(zhì)為水。熱疲勞試驗(yàn)結(jié)束后，使用體積分?jǐn)?shù)為12%鹽酸浸泡15 min，去除表面氧化皮。

圖1 熱疲勞試樣尺寸(a)和熱疲勞設(shè)備(b)

使用PXS-2040體式顯微鏡觀察熱疲勞后試樣的表面形貌和截面裂紋形貌。以試樣受熱區(qū)中間截面的裂紋深度為觀察位置，使用體式顯微鏡測(cè)量截面裂紋深度，確定模具鋼熱疲勞損傷因子。使用SU8220掃描電鏡(SEM)對(duì)熱疲勞試驗(yàn)后的試樣進(jìn)行微觀組織分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 淬回火性能和組織

圖2是H13鋼和Dievar鋼經(jīng)不同溫度回火處理后的硬度，H13鋼在550 ℃回火時(shí)產(chǎn)生了二次硬化。H13鋼的回火過(guò)程本質(zhì)上是過(guò)飽和的α相脫溶過(guò)程，其過(guò)程受到α相中Cr、Mo、V等合金元素的擴(kuò)散影響。在回火過(guò)程中不斷有合金碳化物產(chǎn)生，從而取代原先形成的滲碳體。當(dāng)回火溫度超過(guò)620 ℃時(shí)，開(kāi)始生成回火托氏體，碳化物粗化，部分發(fā)生團(tuán)聚，且α相又未發(fā)生明顯的再結(jié)晶，故使得硬度急速下降[11]。相比之下，Dievar鋼硬度下降緩慢，這是由于Dievar鋼降低了Si和V的含量，提高了Mo含量，從而提高了二次硬化效果，保證了材料的抗軟化能力[12]，故硬度下降緩慢。

圖2 H13鋼和Dievar鋼不同溫度回火后的硬度曲線(xiàn)

圖3是不同回火溫度處理后H13鋼和Dievar鋼的沖擊吸收能量。通過(guò)圖3中曲線(xiàn)可知，在520～580 ℃，沖擊吸收能量隨著溫度的提高減少，但是580 ℃后，沖擊吸收能量開(kāi)始緩慢增加。其中，在580～640 ℃時(shí)沖擊吸收能量上升較為緩慢，640 ℃后，沖擊吸收能量急劇增加。除了680 ℃以上外，Dievar鋼的沖擊吸收能量均略大于H13鋼。主要原因是H13鋼中含有1%左右的Si，由于Si的固溶強(qiáng)化使得基體的韌性較差，且1%左右的V使得不均勻分布的未溶碳化物含量較多，大大削弱了材料的韌性。而Dievar鋼在H13鋼的基礎(chǔ)上，降低了Si和V的含量，因此具有更高的韌性。選用回火溫度時(shí)，應(yīng)盡量避免選擇韌性最差溫度[13-14]。

圖3 H13鋼和Dievar鋼不同溫度回火后的沖擊吸收能量

圖4是H13鋼和Dievar鋼不同回火溫度后的顯微組織。如圖4所示，回火溫度在520 ℃和580 ℃時(shí)，H13鋼和Dievar鋼的回火組織為回火馬氏體+回火托氏體，形態(tài)為針狀，如圖4(a，b)、圖4(d，e)所示。經(jīng)過(guò)640 ℃回火后，H13鋼和Dievar鋼的組織為回火托氏體+回火索式體，針狀結(jié)構(gòu)基本消失，如圖4(c，f)所示。

圖4 H13鋼(a～c)和Dievar鋼(d～f)不同溫度回火后的顯微組織

圖5是H13鋼和Dievar鋼經(jīng)過(guò)淬回火處理后，分別對(duì)試樣進(jìn)行10次連續(xù)熱疲勞試驗(yàn)的表面裂紋形貌。如圖5所示，可以發(fā)現(xiàn)在10次熱疲勞后，H13鋼材已經(jīng)發(fā)生明顯的裂紋，而圖5(b)Dievar鋼表面只有一些細(xì)孔，未發(fā)現(xiàn)明顯裂紋。

圖5 H13鋼(a)和Dievar鋼(b)試樣520 ℃回火+10次熱疲勞循環(huán)后的表面裂紋形貌

為了更好地分析原因，對(duì)10次熱疲勞的兩個(gè)試樣進(jìn)行了EDS分析，如圖6所示。兩種鋼均為板條馬氏體，大部分碳化物在基體內(nèi)生成，晶界處碳化物顆粒較少，H13鋼生成的碳化物顆粒尺寸大于Dievar鋼，分布更為密集。通過(guò)EDS對(duì)碳化物顆粒進(jìn)行元素成分分析可知，H13鋼和Dievar鋼中的碳化物主要富含Cr、Mo、V和Si元素。通過(guò)比較發(fā)現(xiàn)，Dievar鋼碳化物中V、Si含量均小于H13鋼，Mo含量大于H13鋼。H13鋼中較高Si含量，一方面由于固溶強(qiáng)化會(huì)使得材料硬度提高，但同時(shí)降低了材料的韌性，進(jìn)一步導(dǎo)致抗熱疲勞性能降低[15-16]。另外，V會(huì)使得分布不均勻的未溶碳化物含量增加，從而使得材料韌性大大降低[17]。因此，Dievar鋼在H13鋼的基礎(chǔ)上，降低V和Si含量，提高了材料的韌性，同時(shí)增加了Mo含量，提高二次硬化效果，提高了材料的抗回火軟化性能。

圖6 520 ℃回火試樣熱疲勞10次后的SEM組織形貌(a, c)及碳化物EDS分析(b, d)

2.2 熱疲勞性能

2.2.1 表面裂紋和截面裂紋分析

圖7是H13鋼和Dievar鋼經(jīng)過(guò)1000次連續(xù)熱疲勞試驗(yàn)的表面裂紋形貌。圖7(a，d)分別為H13鋼和Dievar鋼在520 ℃回火處理后進(jìn)行熱疲勞后的形貌。從圖7(a)可以看到，H13鋼表面裂紋呈現(xiàn)網(wǎng)狀分布，裂紋由主裂紋為橫向，然后主要往左右方向延伸構(gòu)成的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，其長(zhǎng)度較長(zhǎng)，寬度較窄，圖7(d)與圖7(a)表面裂紋分布情況相似，相對(duì)圖7(a)而言，圖7(d)的表面裂紋寬度更窄，說(shuō)明Dievar鋼的表面抗疲勞性能更好。圖7(b，e)分別為H13鋼和Dievar鋼在580 ℃回火處理后進(jìn)行熱疲勞后的形貌，可以明顯發(fā)現(xiàn)，兩試樣的表面裂紋寬度變寬，且H13鋼表面大裂紋更密集，貫穿整個(gè)表面，而Dievar鋼只在中間聚集了大量橫向大裂紋，周邊大裂紋明顯減少。圖7(c，f)分別為H13鋼和Dievar鋼在640 ℃回火處理后進(jìn)行熱疲勞的形貌。相對(duì)于H13鋼而言，Dievar鋼表面裂紋擴(kuò)展程度較低。該結(jié)果表明，Dievar鋼在520、580和640 ℃回火后，表面裂紋寬度和延展程度優(yōu)于H13鋼。

圖7 不同溫度回火的H13鋼(a～c)和Dievar鋼(d～f)試樣經(jīng)1000次熱疲勞循環(huán)后的表面裂紋形貌

圖8是H13鋼和Dievar鋼經(jīng)過(guò)連續(xù)熱疲勞試驗(yàn)后的截面裂紋形貌。圖8(a，d)分別為H13鋼和Dievar鋼在520 ℃淬回火處理后進(jìn)行熱疲勞后的截面裂紋形貌。從圖8(d)可以看到，Dievar鋼的表面裂紋寬度更窄，且橫截面深度更淺，說(shuō)明Dievar鋼的疲勞性能更好。圖8(b，e)分別為H13鋼和Dievar鋼在580 ℃回火處理后進(jìn)行熱疲勞后的截面裂紋形貌，可以明顯發(fā)現(xiàn)，H13鋼和Dievar鋼截面裂紋寬度變寬，截面深度也加深，H13鋼的截面最深深度為0.146 mm，Dievar鋼截面最深深度為0.056 mm。圖8(c，f)分別為H13鋼和Dievar鋼在640 ℃回火處理后進(jìn)行熱疲勞的截面裂紋形貌。相對(duì)于H13鋼而言，Dievar鋼截面裂紋深度較淺，且裂紋寬度更窄。結(jié)合圖7的結(jié)果，在520、580和640 ℃回火后，無(wú)論是表面裂紋寬度和延展程度還是截面裂紋深度，Dievar鋼抵抗熱疲勞的性能均優(yōu)于H13鋼。

圖8 不同溫度回火的H13鋼(a～c)和Dievar鋼(d～f)試樣經(jīng)1000次熱疲勞循環(huán)后的截面裂紋形貌

2.2.2 熱疲勞損傷因子

熱疲勞損傷因子主要是衡量熱作模具鋼在熱疲勞后表面損傷程度的一個(gè)指標(biāo)，其計(jì)算公式為表面損傷因子乘以截面損傷因子，表面裂紋損傷因子定義為[18]：

(1)

式中：A%為表面裂紋面積分?jǐn)?shù)；W為最寬裂紋尺寸；L為裂紋總長(zhǎng)度。

截面裂紋損傷因子定義為；

(2)

式中：H%為截面裂紋面積分?jǐn)?shù)；Hmax為裂紋最深深度；H為裂紋平均深度。

熱疲勞損傷因子為：

D=Ds×Dd

(3)

D值越小，則表示其熱疲勞損傷程度越小，熱疲勞性能越好。圖9是通過(guò)上述公式計(jì)算得出的數(shù)據(jù)。520 ℃回火的試樣熱疲勞性能最好，且Dievar鋼和H13鋼熱疲勞性能相似，Dievar鋼稍好于H13鋼。580 ℃回火試樣熱疲勞后，由于H13鋼和Dievar鋼表面裂紋擴(kuò)展嚴(yán)重，且界面裂紋深度更深，使得H13鋼和Dievar鋼熱疲勞損傷因子變大。640 ℃回火試樣熱疲勞后，熱疲勞影響因子介于前面兩者之間。從結(jié)果來(lái)看，同一溫度下，Dievar鋼熱疲勞性能優(yōu)于H13鋼，且在回火溫度為520 ℃時(shí)熱疲勞損傷因子最小，580 ℃回火后熱疲勞損傷因子最大，熱疲勞性能最差。

圖9 H13鋼和Dievar鋼的損傷因子比較

2.2.3 微觀結(jié)構(gòu)及表征

圖10是 H13鋼和Dievar鋼熱疲勞后的顯微組織。經(jīng)520 ℃和580 ℃回火后的組織均為回火馬氏體+回火托氏體。圖10(a，d)為520 ℃淬回火H13鋼和Dievar鋼經(jīng)過(guò)熱疲勞后的組織，組織中板條狀馬氏體依然存在，碳化物分布數(shù)量較少且尺寸較小。圖10(b，e)為580 ℃回火試樣熱疲勞后的顯微組織，組織中碳化物已經(jīng)在板條狀馬氏體和原奧氏體晶界上析出，一部分大尺寸的碳化物彌散分布在基體上，H13鋼中碳化物析出量遠(yuǎn)大于Dievar鋼。圖10(c，f)為640 ℃回火試樣熱疲勞后的組織，由于溫度較高，組織中一部分碳化物在馬氏體板條間和原奧氏體中析出，另一部分細(xì)小彌散分布在基體上?？梢钥闯?，580 ℃回火后碳化物顆粒最多且尺寸最大，熱疲勞性能最差，640 ℃次之，520 ℃最佳。

圖10 不同溫度回火的H13鋼(a～c)和Dievar鋼(d～f)試樣經(jīng)1000次熱疲勞循環(huán)后的SEM照片

2.2.4 熱疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展機(jī)理

圖11(a～c)為520 ℃回火處理的H13鋼試樣分別經(jīng)10、50和200次熱疲勞后的表面裂紋延展情況。由圖11可知，裂紋首先是由局部密集的細(xì)小橫向裂紋組成，隨著熱疲勞次數(shù)增加，演變成分散且橫向裂紋間距變大的細(xì)條狀裂紋，最后，縱向裂紋也隨著疲勞次數(shù)的增加而增加，形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，裂紋深度不斷增加。隨著熱疲勞試驗(yàn)次數(shù)的增加，材料表面的內(nèi)應(yīng)力積累到一定程度后，裂紋就會(huì)在周?chē)薪M織缺陷的地方產(chǎn)生，剪切應(yīng)力最大的方向?yàn)榕c應(yīng)力呈45°方向上，位錯(cuò)滑移最易產(chǎn)生，位錯(cuò)的相互交割形成割階，割階在熱應(yīng)力作用下形成大量空位，這些空位在高溫下發(fā)生熱震動(dòng)運(yùn)動(dòng)到亞晶界或在亞晶界附近集聚形成微裂紋[19-20]。

圖11 520 ℃回火H13鋼試樣的熱疲勞裂紋演變過(guò)程

裂紋萌生后，應(yīng)力繼續(xù)增加，與基體中脫離的界面和未脫離的界面都是束縛應(yīng)力的關(guān)鍵環(huán)節(jié)，當(dāng)應(yīng)力增加到界面不能束縛時(shí)，裂紋將進(jìn)一步擴(kuò)大，當(dāng)裂紋源在碳化物變大、變多或內(nèi)部缺陷(孔隙，疏松)，裂紋將進(jìn)一步擴(kuò)展。圖11(d)為裂紋沿球狀碳化物邊界擴(kuò)展的SEM圖。所以，提高試驗(yàn)鋼的冶金質(zhì)量，減少大塊碳化物和雜質(zhì)產(chǎn)生，從而減少裂紋源和擴(kuò)展途徑，是提高試驗(yàn)鋼抗熱疲勞性能的關(guān)鍵。

3 結(jié)論

1)H13鋼和Dievar鋼經(jīng)過(guò)520、580、640 ℃回火處理后，采用自主搭建的Uddeholm自約束疲勞試驗(yàn)裝置分別對(duì)試樣進(jìn)行1000次熱疲勞試驗(yàn)，并用熱疲勞損傷因子對(duì)熱疲勞損傷過(guò)程進(jìn)行定量描述。結(jié)果表明，在相同回火溫度下，Dievar鋼具有較低的硬度和較高的韌性，其抗熱疲勞性能優(yōu)于H13鋼。

2)Dievar鋼和H13鋼在520～680 ℃回火后，Dievar鋼的沖擊性能均略高于H13鋼。Dievar鋼和H13鋼在580 ℃回火后，碳化物尺寸分別為10.1 μm 和6.3 μm，H13鋼碳化物含量高且尺寸大，兩者抗熱疲勞性能均差，但Dievar鋼抗疲勞性能仍明顯好于H13鋼。