高强韧热作模具钢SR19的组织与力学性能

2022-03-15吴日铭李方杰项少松

金属热处理 2022年1期

胡涛，吴日铭，李方杰，项少松，黄山

(上海工程技术大学材料工程学院，上海 201600)

热作模具钢主要用于制作热锻模、压铸模、热挤压模等，其使用环境恶劣，不仅要承受高温载荷，还要承受激冷激热，因此会出现氧化、疲劳、磨损、开裂等[1-6]，这就要求热作模具钢具有良好的热稳定性和良好的抗热疲劳性能[7-8]。我国3Cr2W8V压铸模具钢的红硬性较好而韧性不足，热疲劳抗力差。在20世纪80年代引进AISI-H系列模具钢后，H13钢逐渐取代了3Cr2W8V钢。H13钢的韧性及冷热疲劳性能好，但是在服役温度达到600 ℃后的热疲劳性差，且热稳定性不理想。因而H13钢无法完全替代3Cr2W8V钢作为高热强性钢应对服役所需工况。因此研发新型高热强性模具钢十分有必要[9-10]。

改进合金成分配比是改善热作模具钢性能的有效方法之一[11-12]。有研究表明，Mo的添加能有效推迟高温相转变，降低马氏体的转变温度，促进贝氏体转变[13]。且Mo是强碳化物形成元素，在轧制冷却过程中Mo可显著降低碳的扩散速度，抑制珠光体形核，从而推迟奥氏体向珠光体转变，促进贝氏体形成[14]。另外，Mo对贝氏体铁素体板条基体的回复和再结晶具有抑制作用，有利于提高钢的回火稳定性[15]。W多溶于渗碳体中形成合金碳化物，含量较高时则可能形成新的碳化物，缩小奥氏体相区[10]，且W在模具钢中的主要作用是增强回火稳定性、热硬性、热强性等。Mn作为合金元素能够增加钢的淬透性并提高钢的韧性[16]。V能够与C结合形成尺寸更小的VC，在回火时能够产生显著的二次硬化效应，但会降低冲击性能，另外VC是难溶碳化物，从沉淀强化角度来说，当VC转变为粗化的富Cr型碳化物(M23C6)时，其对钢的性能的影响又是消极的[17-18]。目前的研究主要以Mo-W-Co复合[19]、Mn-W复合[10]、Mo-V复合[15]等来提高模具钢的综合性能。随着国内外研究者对热作模具钢合金成分的不断优化，对热作模具钢合金成分的改进逐渐向低Si高Mo的方向发展，如日本对SKD61钢的改进[7]，瑞典Uddeholm公司对DIEVAR的开发[20]，德国对1.2367[21]钢的开发，及国内DM[21]、H13MOD[22]钢的开发等。本文在H13钢化学成分的基础上通过增Mo、加W、降V的合金化设计思路，开发了一种新型高热强性热作模具钢SR19，并研究了SR19钢和H13钢在同等试验条件下的组织及性能差异，从而探究Mo-W合金化对SR19钢强韧性的提升机理。

1 试验材料及方法

本文所用SR19钢和H13钢的制备工艺为电炉熔炼-电渣重熔-多向锻打-球化退火(860 ℃保温2 h，炉冷至740 ℃保温4 h，炉冷至室温)，其化学成分如表1所示。

表1 SR19钢和H13钢的化学成分(质量分数，%)

为了研究淬火、回火对SR19钢与H13钢组织及性能的影响，在SR19钢与H13钢块上切取尺寸为20 mm× 30 mm×60 mm的小试块，分别在试验钢的Ac3点以上温度960、980、1000、1020、1040和1060 ℃保温1 h后油淬，然后选择最佳淬火温度试块分别进行480、500、520、540、560、580、600、620、640和660 ℃回火，保温2 h。

采用HR-150A型洛氏硬度计测试不同淬火及回火态试样的硬度，结果取5个测量点的均值。用452D-2金属摆锤冲击试验机测量SR19钢480、540、600、660 ℃回火试样的冲击性能，按照北美压铸协会NADCA 207-2016标准采用7 mm×10 mm× 55 mm无缺口冲击样品，结果取3支试样的平均值。硬度试样经砂纸打磨、抛光、4%硝酸酒精溶液侵蚀后采用4XCJX倒置三目光学显微镜观察显微组织。金相试样用无水酒精超声波清洗后采用美国FEI Quanta 250扫描电镜进行回火组织表征。

2 试验结果与分析

2.1 淬火态硬度

图1为SR19钢与H13钢不同温度淬火后的硬度曲线。由图1可知，淬火温度低于1020 ℃时，随着淬火温度的升高，SR19钢与H13钢的硬度都逐渐增高，当淬火温度进一步升高到1060 ℃时，硬度呈现出下降的趋势。由于淬火温度过高时虽能更好的将一次碳化物固溶进基体，但奥氏体晶粒容易粗大，使钢的强韧性下降。因此为了防止晶粒粗大，本次试验的最佳淬火温度选择为1020 ℃。

图1 SR19钢与H13钢经不同温度淬火后的硬度

2.2 回火态硬度及冲击吸收能量

图2为SR19钢与H13钢不同温度回火后的硬度和冲击吸收能量。由图2(a)可以看出，SR19钢与H13钢的硬度都随回火温度的上升呈先上升后下降的趋势，且均在540 ℃出现回火二次硬化峰。在480～540 ℃回火温度区间，SR19钢与H13钢的硬度大致相同，但在540～660 ℃回火温度区间，同一回火温度下，SR19钢比H13钢的硬度高0.5～1.0 HRC。由图2(b) 可以看出，随着回火温度的升高，SR19钢和H13钢的冲击吸收能量均呈先稍有降低随后又明显上升的趋势。在540 ℃回火即二次硬化峰值温度时，SR19钢和H13钢的冲击吸收能量均最低，分别为260.8 J和215.3 J。总体可以看出，同一回火温度下，SR19钢的冲击吸收能量均比H13钢高40～50 J。由于在工业生产中，热作模具钢在保证硬度为48～55 HRC的情况下冲击吸收能量越高越好，且热处理时要避开回火脆性区间(500～540 ℃)，一般回火温度不低于550 ℃。根据图2可知，SR19钢经不同温度回火的冲击吸收能量均不低于250 J，有着良好的冲击性能，在560～600 ℃ 回火区间的洛氏硬度为50.9～54.8 HRC。因此，确定SR19钢在1020 ℃淬火的最佳回火温度范围为560～600 ℃。

图2 SR19钢与H13钢经1020 ℃淬火和不同温度回火后的硬度(a)和冲击吸收能量(b)

2.3 回火态显微组织

图3为SR19钢与H13钢分别在540 ℃和660 ℃回火后的光学显微组织。可以看出，两种试验钢的回火组织主要为回火马氏体+碳化物+残留奥氏体。SR19钢在540 ℃回火的组织晶界清晰，晶粒度达6～7级，马氏体板条上弥散着细小的碳化物，而660 ℃回火后，晶界依稀可见，但由于在660 ℃高温回火下，二次析出碳化物大量发生粗化导致晶界浑浊，清晰程度不如540 ℃。H13钢在540 ℃回火后的组织中晶界浑浊，但可以发现碳化物在晶界处偏聚现象，而660 ℃回火后的组织由于马氏体的回复及碳化物的粗化，导致辨识度很低。

图3 SR19钢(a, c)与H13钢(b, d)经1020 ℃淬火和不同温度回火后的显微组织

图4为SR19钢与H13钢在不同回火温度下的SEM组织形貌。由图4(a1～a4)可知，回火温度较低时，SR19钢中可以看到清晰的马氏体形貌，且在马氏体基体上弥散分布着均匀细小的碳化物，碳化物多为圆形，存在少量较大的难溶初生碳化物。随着回火温度提高到540 ℃，可以发现在马氏体基体上弥散的碳化物数量急剧减少，转化为了非常细小的纳米级碳化物，且生成了杆状碳化物和更为细小的纳米级碳化物。当回火温度进一步提升到600 ℃时，马氏体基体上弥散的纳米级碳化物更加均匀，且尺寸有一定的长大现象。当回火温度达到660 ℃时，碳化物明显粗化，且部分纳米级碳化物也已经粗化。由图4(b1～b4)可知，回火温度较低时，H13钢马氏体基体上的初生碳化物较SR19钢更多，而二次碳化物却较SR19钢少，当回火温度提升到540 ℃时，H13钢也生成了更加细小的纳米级碳化物，但数量较少，且马氏体基体较SR19钢更加粗大。当回火温度进一步提升到660 ℃时，纳米级碳化物发生明显的粗化。通过对比可以发现，SR19钢马氏体基体上弥散着大量纳米级碳化物和球化的碳化物。

图5为SR19钢与H13钢分别在540 ℃和660 ℃回火后的难溶一次碳化物及二次碳化物的EDS能谱。在540 ℃回火时，SR19钢马氏体基体上的杆状碳化物为富Cr型碳化物，Cr含量达到5%，圆形碳化物为富Mo、W型碳化物，Mo含量达到15.67%，W含量达到11.76%。而H13钢马氏体基体上的杆状碳化物也为富Cr型碳化物，Cr含量达到5.69%，圆形碳化物为富V碳化物，V含量达到13.6%。在660 ℃回火时，SR19钢马氏体基体上的不规则圆形碳化物为富Mo、W型碳化物，Mo含量为11.30%，W含量为5.39%，不规则杆状碳化物也为富Mo、W、Cr型碳化物，Mo含量为10.43%，W含量为4.23%，Cr含量为8.74%。而H13钢马氏体基体上的长杆状碳化物为富Cr型碳化物，Cr含量为5.45%；不规则水滴型碳化物为富V、Cr型碳化物，V含量为5.11%，Cr含量为5.26%。通过对比可以发现，SR19钢中的碳化物较H13钢含有更高的Mo，且含有一定量的W。660 ℃回火与540 ℃回火相比，SR19钢与H13钢杆状碳化物中的Fe含量均显著降低，且SR19钢中杆状碳化物的Mo、W含量显著提升，H13钢中杆状碳化物的V含量显著提升。与此同时，SR19钢与H13钢圆形碳化物中的Fe含量显著上升，且SR19钢中圆形碳化物的Mo、W含量有一定的下降，H13钢中圆形碳化物的V含量显著下降。

图5 SR19钢(a～d)与H13钢(e～h)经不同温度回火后的碳化物EDS分析

2.4 冲击断口

图6为SR19钢与H13钢在540 ℃回火时的冲击断口形貌。可以看出，SR19钢与H13钢断口形貌相似，均为先在不同部位产生准解理裂纹核，然后扩展成准解理刻面，最后以塑性方式撕裂形成河流花样和韧窝，河流花样短而弯曲，支流少，解理面小，且周围有较多的撕裂棱，属于典型的准解理断裂。由于SR19钢的撕裂棱较H13钢更少，因此SR19钢较H13钢有更好的冲击性能。在660 ℃回火时，SR19钢发生了韧性断裂，如图7所示，裂纹从应力集中的地方(即有碳化物及夹杂物的地方)形核长大，形成均匀连续的韧窝，且解理断裂程度较540 ℃回火时的更轻，因此SR19钢660 ℃回火的冲击性能比540 ℃回火时的更高。

图6 SR19钢(a)与H13钢(b)经540 ℃回火后的冲击断口形貌

图7 SR19钢经660 ℃回火后的冲击断口形貌

3 讨论

3.1 固溶-硬化关系

从试验结果可以得出，当淬火温度低于1020 ℃时，随着淬火温度的升高，SR19钢与H13钢的硬度都逐渐增高，随着淬火温度进一步升高到1060 ℃时，硬度呈现出先下降后上升的趋势，这是由于随着奥氏体化温度的进一步上升，残留奥氏体数量也随之增加，且晶粒过于粗大，由此引起的软化作用大于固溶强化作用，导致钢的硬度下降。随着奥氏体化温度的进一步提高，难溶碳化物VC溶于奥氏体，能增加基体的晶格畸变，使位错运动进一步受阻，起到固溶强化的作用，从而导致马氏体基体硬度增加[22]。由图1可知，SR19钢比H13钢具有更高的淬火硬度，这是由于SR19钢比H13钢含有更高的合金成分，在降低了V含量的同时，将Mo含量提高到2.8%，并且加入了1.2%W，但是由于V易形成难溶碳化物，不利于固溶强化[1,22]，Mo、W的加入弥补了降V的硬度下降。SR19钢通过增加Mo、W的含量，从而大幅度的增加了固溶强化和析出强化的作用，因此SR19钢比H13钢有更高的淬火硬度。

3.2 析出-硬化关系

依据SR19钢不同回火温度下的碳化物形貌，可推演出碳化物析出及长大机制：随着回火温度的升高，杆状碳化物逐渐球化，纳米级碳化物孕育、形核、长大、粗化，形成了稳定的碳化物(M23C6/M6C)[26]，如图8所示。有研究[23]表明，不同类型碳化物之间的转变关系为M3C→M7C3→M23C6→M6C，而M6C是导致钢的强度下降的主要原因[24]，因此SR19钢和H113钢在660 ℃回火后于马氏体基体上析出的大量粗化碳化物(M23C6/M6C)导致其硬度大幅度下降。SR19钢与H13钢均在540 ℃出现回火二次硬化峰，这是由于回火时，碳化物的析出引起的残留奥氏体中碳及合金元素的贫化，降低Ms点，空冷时形成二次淬火导致的[25]。采用ImageJ软件对图4所示组织中的碳化物进行测量可知，SR19钢与H13钢均在540 ℃回火时生成了纳米级碳化物，尺寸范围分别为40～70 nm和50～100 nm。当回火温度升高到660 ℃时，纳米级碳化物发生粗化且马氏体回复，导致SR19钢与H13钢的硬度迅速下降。由图5的EDS能谱分析可知，此时的碳化物逐渐演变为稳定且粗大的M23C6型碳化物[26]。然而由于SR19钢较H13钢有更高的Mo含量(2.8%Mo)，且加入了1.2%W，而W又与超细析出作用有关(即纳米级碳化物的析出)，并且可以引起奥氏体相区缩小[10]，由此引起的细晶强化、析出强化及固溶强化使钢具有更好的力学性能。而且不同于H13钢的是，含W、Mo、V的MC型碳化物不仅能在马氏体板条界面和位错等有利于自发形核和扩散的地方定向析出[27]，还可以在难溶碳化物以及一次碳化物附近析出，提高了模具钢的抗回火软化能力。由于Cr可能扩散进入MC、M2C中排出Mo、W、V，通过原位形核机制形成更稳定的M23C6型碳化物[28]，但SR19钢有更高的Mo含量及W含量，因此减缓了MC、M2C向M23C6型碳化物的转变。因此，SR19钢在540～660 ℃回火温度区间的硬度比H13钢平均高出0.5～1.0 HRC。

3.3 析出-韧性关系

根据图2可知，SR19钢与H13钢的冲击吸收能量均在540 ℃回火时出现最低值，其变化规律与硬度变化取向相互对应。当在540 ℃回火时发生二次淬火，产生回火二次硬化峰，这种强化使得钢的硬度提高而塑性、韧性下降。而回火温度高于540 ℃时，马氏体发生回复，迅速粗化、分解，且碳化物也迅速长大[29](如图4所示)，此时软化作用占主导地位，使得硬度显著下降，冲击性能明显提高。另外，SR19钢比H13钢的冲击吸收能量明显更高，这是由于SR19钢在合金元素配比的设计上，通过增Mo加W来替代V引起二次硬化效应，同时又缓解了由于V易形成难溶一次碳化物引起冲击性能下降的不利影响[1,22]。由图6可知，在540 ℃回火时的SR19钢与H13钢的冲击断口中存在着很多小的破裂的晶粒以及明显的撕裂棱，这是典型的准解理断裂，而SR19钢断口有着更密集的韧窝，这可能与W能够起到细晶强化的作用有关，也与W是MC、M2C、M6C型碳化物的主要形成元素，其通过离位析出的方式析出的碳化物更加细小，起到弥散强化的作用有关[10,30]。另外SR19钢中形成的纳米级碳化物与基体保持稳定且良好的共格/半共格关系，提高硬度的同时并未降低韧性。