热作模具钢,是模具钢的重要组成部分^[1]。随着金属压铸工艺、挤压工艺及热冲压工艺等的应用和发展,热作模具钢的作用越来越显著^[2]。传统的热作模具钢有：H13、H11等的Cr-Mo-V系或3Cr2W8V等的Cr-W-V系。这类模具钢具有良好的综合力学性能配比,得到了广泛的应用。但是这类热作模具钢不能用于较为复杂或条件苛刻的工况,如更高的服役温度、高温下长时间服役或要求高生产效率和高寿命的服役场合。这些工况要求模具材料具有更高的抗回火软化能力、良好的热稳定性、高热导率和良好的热疲劳性能。

热导率是铁基耐热合金的一项重要物理性能。低热导率合金在高温下服役时温度不能在较大尺度上均匀分布,局部温度过高使其耐热性恶化。因此,高热导率是耐热合金一项必要的物理性能。目前,国内外对高热导率热作模具钢的开发越来越关注。Fuchs^[3]在X40CrMoV5-1热作模具钢的基础上通过合金化优化开发出一种高热导率压铸用热作模具钢材料,提高了压铸模的使用寿命。西班牙Rovolama公司开发了一种超高导热率模具钢材料,模具冷却效率明显提高^[4]。Yoshihiro TERADA^[5]研究了合金元素对铁基合金热导率的影响,为开发高热导率钢材提供了理论支持。上海大学^[6]开发了一种马氏体时效强化高热导率热冲压模具钢,其热导率显著高于H13钢。苏铁建^[7]计算了各合金元素对钢的热导率影响,能预测不同成分钢的热导率。M.J.Peter^[8]应用神经网络技术建立了钢铁材料热导率与温度和成分间的计算模型,可计算不同钢铁材料的不同温度下的热导率。

与以Cr为主要合金元素的Cr系模具钢相比,W系和Mo系模具钢具有更高的高温强度、高温硬度和抗回火稳定性等性能,可应用在一些特定的工况中。在模具钢中W的主要用途是提高回火稳定性、热硬性、热强性以及耐磨性。Mo可提高钢的强度和韧性,提高淬透性和回火稳定性,Mo的碳化物能提高钢的硬度、强度和耐磨性。常用的Mo-W系热作模具钢有3Cr3Mo3W2V、5Cr4W5Mo2V、5Cr4Mo2W2SiV等钢种。此类模具钢含有较高的W、Mo、V等强碳化物形成元素,在回火时析出大量合金碳化物,产生强烈的二次硬化现象。这类钢有较高的回火硬度,其硬度值可与淬火硬度相比,但是其热导率不高。

热作模具在工作过程中与高温金属相接触,在高温工件和挤压或冲击等载荷作用下表面的温度有时超过其回火温度。这就要求热作模具材料在高温下具有良好的抗软化能力和较高的热稳定性能^[9,10]。在实际应用中,热作模具的失效形式有变形、开裂、热磨损、热冲蚀,热疲劳等^[11]。热疲劳引起的裂纹开裂,是其失效的主要原因^[12-14]。在服役过程中热作模具钢承受各种加工材料或者液态金属对其产生的加热作用以及空气,水,油等介质的冷却作用,因此热作模具承受冷热循环交替作用,由此而产生的热疲劳裂纹使其失效。模具钢基体的组织类型、第二相粒子的类型、大小、数量、形态和分布等,也不同程度地影响模具钢地热疲劳性能。影响模具钢热疲劳抗力的关键因素有^[15]：高温力学性能、抗回火软化能力、热稳定性以及导热性等。本文研究一种新型Mo-W系热作模具钢材料的抗回火性能、热稳定性、高温热导率和热疲劳性能。

1 实验方法

1.1 实验用SDCM-S钢的制备

将配好的合金炉料置于中频感应炉熔炼并浇注钢锭。采用电渣重熔工艺以降低钢中气体和夹杂物含量,使其成分均匀。将钢锭加热至1200-1250℃进行多向锻造,终锻温度900-1000℃,锻造比大于6,锻造出尺寸为60 mm×60 mm×1500 mm的长方体钢锭。将钢锭在820-870℃退火,保温10 h后炉冷至室温。实验材料的化学成分列于表1。

1.2 测量回火硬度曲线

热作模具服役时需要较好的抗软化能力,以确保在长期工作环境下保持形状和尺寸精度。回火硬度的高低是热作模具钢的重要性能之一,本试验测定不同处理状态试样的硬度。两种模具钢热处理试样的尺寸为20 mm×20 mm×10 mm。SDCM-S的奥氏体化温度为1080℃,保温30 mins; H13钢的奥氏体化温度为1030℃,保温30 mins,随后进行油淬,淬火热处理在真空油淬炉中进行。两种模具钢回火温度为400℃、450℃、500℃、520℃、540℃、560℃、580℃、600℃、620℃和640℃,回火两次,每次2 h。

按照标准《GB/T230金属材料洛氏硬度试验》,使用Leco R-260洛氏硬度计测量材料的硬度,取5点硬度的平均值作为试样的硬度。用ZEISS SUPRA40型扫描电子显微镜观测试样淬火、回火态以及热稳定性实验后试样的组织形貌特征,观察其在不同状态下碳化物的形态与分布状态的变化。透射试样经机械减薄、电解双喷后在JEM-2010F和JEM2100F型场发射高分辨透射电镜上观察钢中第二相的形态、大小、分布并确定其类型。

为了客观评价两种热作模具钢的性能,在测试热导率、热稳定性和热疲劳前进行淬火和回火处理,在得到两种热作模具钢最优的性能后进行测试和评价。

1.3 测量热导率

测试热导率试样前先进行预先热处理。SDCM-S钢的奥氏体化温度为1080℃,保温30 mins后油淬,之后在610℃进行2次2 h回火; H13钢的奥氏体化温度为1030℃,保温30 mins后油淬,之后在560℃进行2次2 h回火。两种热作模具钢热处理后的硬度为51HRC。按照傅里叶定律(导热基本定律),导热系数λ^[16]为

λ=αρCp(1)

式中α为热扩散系数; ρ为密度; C_p为比热容。根据公式1,只要测得α、ρ、C_p随着温度的变化,就可得到模具材料的热导率随着温度的变化。由于温度变化对密度的影响很小,在热导率的计算过程中忽略温度的影响,采用室温下材料的密度。因此,只测量不同温度下材料的热扩散系数和比热容,用(1)式计算材料的热导率。用LFA427激光导热仪测量SDCM-S和H13的热扩散系数α。用NETZSCH-DSC404差示扫描量热仪测量材料的比热容,依据ASTM标准《1269-05 Standard Test Method for Determining Specific Heat Capacity by Differential Scanning Calorimetry》测试,测温范围为100℃和700℃。

1.4 测量热稳定性曲线

热稳定性反映了模具钢在较高的工作温度下抗软化的能力。测量试验钢热稳定性的试样尺寸为20 mm×20 mm×10 mm。SDCM-S的奥氏体化温度为1080℃,保温30 mins后油淬,之后在610℃进行2次2 h回火; H13钢的奥氏体化温度为1030℃,保温30 mins后油淬,之后在560℃进行2次2 h回火。热处理后两种热作模具钢的硬度为51HRC。在S2-5-12箱式炉中加热和保温。测量热稳定性的试验温度为620℃,保温时间为1、2、4、6、8、10、12、14、16、18和20 h,测定保温不同时间后试样的室温硬度并绘制成曲线。

1.5 测量热疲劳性能

在进行热疲劳性能实验前,两种热作模具钢的热处理工艺与测量热导率和热稳定性时的相同。热处理后,两种热作模具钢的硬度为51HRC。

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图1   热疲劳测试系统示意图和疲劳试样的尺寸

Fig.1   Schematic diagram of experimental apparatus and the size and geometry of a thermal fatigue specimen (mm)

在自主搭建的高频感应热疲劳实验系统上进行热疲劳实验^[17],如图1a所示。用Uddeholm自约束热疲劳试验法评价试验钢的热疲劳性能^[18]。热疲劳试样由两个圆柱体组成,直径分别为5 mm和10 mm(图1b)。将直径为10 mm的圆柱体两面机械处理成平面,作为之后热疲劳试样裂纹观察面。用感应加热装置和喷水装置对试样进行加热和冷却处理。热疲劳实验温度范围为20~700℃±10℃。将试样表面在3秒内加热到700℃然后保温1秒,以使试样的温度均匀。然后将试样喷水8秒使其迅速冷却到约20℃。整个循环时间为12 s。在本实验中试样分别经过1000、2000、3000次循环。实验结束后,疲劳试样经10%HCl清洗除去表面氧化物。使用NikonCOOLPIX995数码照相机拍摄试验后试样的表面裂纹形貌。使用热疲劳裂纹图像分析系统软件分析疲劳因子^[18-20]。在疲劳裂纹出现的正中间区域处用线切割沿垂直平面方向剖开,取试样上半部分进行机械抛光,使用MH-3型显微硬度计测量热疲劳试样截面的硬度梯度变化并绘制曲线。

2 结果和讨论

2.1 回火特性曲线

由图2可见,两种模具钢材料在回火过程中都出现了二次硬化现象。与H13钢相比,SDCM-S的二次硬化峰值温度比H13钢提高了近60℃,具有更好的抗回火软化能力。图3给出了SDCM-S模具钢淬火和回火组织SEM照片。可以看出,SDCM-S模具钢的淬火组织由淬火马氏体组织和未溶的M6C型碳化物组成。回火后,有大量的二次碳化物析出。根据TEM观察标定,SDCM-S模具钢在回火过程中析出纳米级针状的Mo2C型碳化物。其析出温度较高,使得SDCM-S模具钢的二次硬化峰值出现在约580℃。图4给出了580下保温4 h后的TEM图片,可见其碳化物尺寸非常细小,尺寸为几到十几nm。在Fe-M-C合金体系中,起到二次硬化作用的是M-C偏聚所形成的G-P区。在较低温度下回火合金元素和C原子只有短程扩散,G-P区更易于在集体中缺陷处形成,如基体中的高密度位错区域。在较高温度回火合金元素和C原子扩散更加充分,更多的Mo扩散到G-P区,达到Mo2C析出的热力学条件时G-P区转变为Mo2C合金碳化物^[21]。在析出后很长时间,M2C仍与基体间保持良好的共格关系^[22]。M2C型碳化物作为过渡相在更高的回火温度下转变为M6C型碳化物,如图5所示。SDCM-S模具钢的碳化物,主要为未溶的M6C型一次碳化物和M2C型的二次碳化物。较高的析出温度和稳定性,是其抗回火性能好的原因^[23]。

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图2   两种模具钢的回火硬度曲线

Fig.2   Hardness dependent on temperature curve of two kinds of die steels

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图3   SDCM-S模具钢淬火和回火组织的SEM照片

Fig.3   SEM microstructure of quenched (a) and tempered (b) SDCM-S steel

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图4   M2C型碳化物的明场和暗场及衍射花样

Fig.4   TEM micrographs of bright field image (a)and dark field image and diffraction patterns (b) of Mo₂C carbides

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图5   M6C型碳化物的明场和衍射花样

Fig.5   TEM micrographs of bright field imageand diffraction patternsof M6C carbides

2.2 热稳定性

图6给出了两种模具钢材料的在620℃保温时硬度随保温时间变化曲线。由图6可见,两种模具钢的硬度都随着保温时间的延长而下降。SDCM-S模具钢在整个保温时间内的硬度下降较为缓慢,近似为线性下降。保温20 h后硬度下降约为13HRC,硬度下降了25.5%; 而H13钢在最初的4 h内硬度显著下降约22HRC,随后缓慢降低,下降了43.1%。SDCM-S模具钢具有更好的热稳定性能,经620℃保温20 h后其硬度高于38HRC,比H3钢高9HRC。

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图6   两种模具钢在620℃保温20 h后的硬度-温度曲线

Fig.6   Hardness dependent on time curve of the two diesteels after 20 h of tempering at 620℃

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图7   SDCM-S模具钢在620℃保温一定时间后组织的SEM照片

Fig.7   SEM micrographs of the tempered microstructure of SDCM-S steel at 620℃ for 10h (a), 20 h (b) and H13 steel for10 h(c), 20h (d)

热作模具钢的热稳定性,取决于钢在高温保温过程中回火马氏体组织的回复程度、合金碳化物的沉淀析出量以及合金化合物在高温保温时聚集长大的程度。由图7可见,在620℃保温10 h后SDCM-S的组织回复程度要明显的小于H13钢(图7a,c)。在SDCM-S钢的组织中,还可见保持着的回火马氏体组织特征。保温时间延长到20 h后,可见两种钢的组织发生了较大的回复,但是SDCM-S模具钢组织回复程度弱于H13钢。可以看到,SDCM-S模具钢回复程度较小,碳化物长大不明显; H13钢组织回复程度很大,其碳化物粗化严重。在回火过程中,热作模具钢的的软化与其组织的热稳性密切相关。含W、Mo系模具钢,具有更高的红硬性和抗回火软化性能^[9,24]。在SDCM-S模具钢的回火组织中,有大量的M2C型碳化物,其析出温度和稳定性要优于H13钢中Cr的碳化物。细小的M2C型碳化物阻碍高温下位错的运动和晶界的迁徙,使SDCM-S模具钢具有更好的热稳定性能。在700℃回火后Mo的碳化物仅在原位球化,长大特征不明显^[25]。钢中Mo的碳化物可提高其高温强度。这些细小合金碳化物阻碍晶界在高温下的移动,从而保证了组织结构的稳定性。钢中W的添加可提高再结晶和晶界迁徙开始温度,提高钢的蠕变强度^[26]。图8给出了SDCM-S模具钢在620保温20 h后的组织TEM照片。可以看到,保温20 h后SDCM-S模具钢中的碳化物还保持着较小的尺寸。在晶内大量呈针状分布的Mo2C型碳化物,其宽度为几个纳米,长度为十几到几十纳米。在局部区域和晶界上出现了近球状和椭圆状M6C碳化物,其尺寸在十几到几十纳米。这表明,SDCM-S模具钢在高温下长时间保温后Mo2C型碳化物依然保持着较小的尺寸,只是在晶界和高密度位错等高晶格畸变区域发生向M6C型碳化物的转变。SDCM-S中碳化物较高的稳定性和较小的尺寸,使其具有良好的热稳定性能。

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图8   SDCM-S 钢在620℃保温20 h后的TEM照片

Fig.8   TEM micrograph of SDCM-S steel after tempered at 620℃ for 20 h

2.3 热导率的特征

图9给出了SDCM-S和H13模具钢比热容、热扩散系数和热导率随温度变化的曲线。由图9可知,两种模具材料的比热容差异不大,都随温度的升高而增大,而H13钢的比热容要略大于SDCM-S模具钢。两种模具钢材料的热扩散系数和热导率具有较大的差异。两种模具钢材料的热扩散系数具有相同的变化趋势,随着温度的升高而减小,但是数值差异较大,尤其是在较低温区间非常显著。SDCM-S的热扩散系数在100℃是H13的1.98倍; 在700℃是H13的1.26倍。两种模具钢材料的热导率具有较大的差异。SDCM-S的热导率在100℃是H13的1.86倍; 在700℃是H13的1.26倍。对H13和SDCM-S模具钢而言,模具材料的热扩散系数是影响其热导率的主要因素。

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图9   SDCM-S和H13模具钢的比热容、热扩散系数和热导率随温度的变化

Fig.9   Temperature-dependent thermal properties of SDCM-Sand H13 die steels (a) special heat capacity, (b) thermal diffusivity coefficient and (c) thermal conductivity

模具钢的成分是其热导率的主要影响因素^[8]。与H13钢合金成分相比,SDCM-S在非碳化物形成元素Si和弱碳化物形成元素Mn方面都低得多。SDCM-S钢的Si和Mn的含量,都低于0.1。较高含量的Si和Mn固溶到钢基体中,使其发生较大程度的晶格畸变,对电子和声子的运动热干扰程度加大而抗热导性增大。低Si和Mn含量,有利于提高模具钢的热导率^[6]。因此,低的Si和Mn含量是SDCM-S材料热导率高的原因之一。碳化物的形成元素中,Cr对热导率的影响较大^[5]。Cr作为碳化物形成元素,是热作模具钢中常见的。Cr在铁素体中的溶解度达12.5%,可固溶到基体起固溶强化作用,还形成碳化物起二次硬化作用,从回火曲线可以看到。H13的Cr含量高于5%,与低Cr的SDCM-S模具钢相比,在基体中溶解量较多而降低钢的热导率。低Cr是SDCM-S模具钢高热导率的主要因素。Mo对钢热导率有较大的影响,而且使热导率提高。Fuchs^[3]指出,加入Mo元素显著提高模具钢的热导率及其它高温性能,例如,高温强度、热稳定性、热疲劳性能等。在H13钢中添加5%的Mo元素使热导率显著提高,在100℃提高约7.5 Wm^-1K^-1。E. Kaschnitz^[4]只使用Mo和W开发了一种高热导率热作模具钢,其热导率在100℃比1.2343钢高近20 Wm^-1K^-1。W是强碳化物形成元素,在钢中的作用与Mo相似,对热导率的影响较小^[8]。SDCM-S模具钢低Si,低Mn,低Cr以及高Mo含量,是其高热导率的原因。

2.4 热疲劳性能

图10给出了两种钢分别经1000,2000,3000次循环后的表面形貌特征照片。可以看到,经过1000次循环后两种钢都出现了热疲劳裂纹。在SDCM-S钢的局部出现微小的热疲劳裂纹,而H13钢的热疲劳裂纹更多而且集中。循环次数上升到2000次后SDCM-S模具钢的热疲劳裂纹数目增加,尺寸加大; 此时H13钢的热疲劳数目也增加,且其尺寸进一步增加,裂纹宽度和长度都明显大于SDCM-S模具钢。当循环次数达到3000次后SDCM-S模具钢的热疲劳裂纹数目和尺寸进一步增加,H13钢的热疲劳裂纹也进一步发展,局部区域几条热疲劳裂纹已经彼此接触,发展成尺寸更大的裂纹。

基于吴晓春等^[18]提出的热疲劳裂纹损伤因子评价体系,使用基于热疲劳裂纹图像分析系统软件分析处理热疲劳试样。定义热疲劳总损伤因子为D,D值越大表示材料热疲劳损伤程度越大^[19]。图11给出了两种材料3000次循环后热疲劳损伤因子D计算值的对比。SDCM-S模具钢热疲劳损伤因子明显小于H13钢,为H13钢总疲劳损伤因子的76.1%。基于本实验的热疲劳裂纹损伤因子评价体系,证明SDCM-S模具钢的热疲劳性能优于H13钢。可以预计,在相同的服役情况下SDCM-S模具钢有较H13钢更高的使用寿命。

影响模具钢热疲劳抗力的关键因素有：高温强度; 抗回火软化性能; 高温热稳定性; 高温导热性等^[15]。良好的高温力学性能,有利于提高材料的热疲劳性能。良好的高温热稳定性可保证材料在较长时间服役后还保持较高的强度^[11]。SDCM-S模具钢具有良好的抗回火软化和热稳定性能,在更高温度和更长时间保持比H13钢更高的硬度,可以有效防止热疲劳的萌生和发展。由图12可见,循环3000次后SDCM-S模具钢表面硬度和基体硬度都高于H13钢。对比不同循环次数后的疲劳裂纹,可见SDCM-S的热疲劳裂纹数量和尺寸都小于H13钢(图10)。

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图10   SDCM-S模具钢和H13钢多次循环后的裂纹形貌

Fig.10   Crack micrograph of SDCM-S steel after 1000 (a), 2000 (b), 3000 times (c) and H13 stee l1000 (d), 2000 (e), 3000 times (f)

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图11   热疲劳损伤因子的计算结果

Fig.11   Calculation results of thermal fatigue damage factor

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图12   两种模具钢循环3000次后的显微硬度分布梯度

Fig.12   Micro-hardness distribution away from the surface of two steels after 3000 cycles

模具热疲劳裂纹的萌生和扩展,受试样内部组织和性能变化的影响。模具组织和性能的变化与周期性变化的温度,与应力状态有密切的关系。在服役过程中,模具钢的组织发生回火软化,塑性应变损伤。如果模具钢承受的冷热循环温度较低,回火软化、塑性应变损伤过程缓慢,则模具将具有很高的热疲劳寿命。模具温度的变化,引起模具内部周期性应力状态的变化。对模具表面热裂纹影响最大的拉应力出现在冷却过程中心表温差最大的时候^[10],这一拉应力的大小及其变化对模具热疲劳行为有重要的影响。材料具有高热导率,可有效降低热作模具钢服役的最高温度以及温度均匀性。模具钢具有高的热导率有助于加速模具表面热量向心部扩散,从而降低模具心部和表面的温度场梯度而降低模具的热应力。较低的热应力减小热疲劳裂纹的萌生,延长模具的使用寿命^[14]。

良好的抗回火软化性能以及热稳定性,使SDCM-S模具钢在加热到高温后还能长时间保持较高的力学性能,推迟热疲劳裂纹的萌生和扩展。热稳定性的提高,使钢能在更长时间内保持高温强度。高的热导率保证在加热和冷却过程中试样温度场更加的均匀,降低由温度不均匀产生的应力场的强度,提高模具钢的抗热疲劳性能。SDCM-S热作模具钢具有良好的抗高温回火软化能力、热稳定性、热导率,这些因素共同作用使其有比H13钢更高的热疲劳性能。

3 结论

(1) SDCM-S模具钢具有更好的抗高温回火软化性能和热稳定性。SDCM-S模具钢的二次硬化峰值温度出现在580℃,比H13钢高约60℃。SDCM-S模具钢具有更好的热稳定性能,在620℃保温20h后其硬度高于38HRC,比H3钢高8HRC。

(2) SDCM-S模具钢在回火过程中析出Mo2C型碳化物,是其高抗回火软化性能和良好的热稳定性能的原因。

(3) SDCM-S模具钢的100℃热导率是H13模具钢的1.86倍; 700℃热导率是H13的1.26倍。SDCM-S模具钢的低Si、低Mn、无Cr以及高Mo含量是其高热导率的原因。

(4) SDCM-S模具钢具有比H13钢更好的抗热疲劳性能,其热疲劳总损伤因子明显小于H13钢,是H13钢总疲劳损伤因子的76.1%。

(5) SDCM-S模具钢具有良好的抗回火软化能力、高温热稳定性和高温热导率,这些因素的共同作用使其具有比H13钢更高的热疲劳性能。

The authors have declared that no competing interests exist.