高強韌熱作模具鋼SR19的組織與力學性能

胡 濤， 吳日銘， 李方杰， 項少松， 黃 山

(上海工程技術大學 材料工程學院， 上海 201600)

熱作模具鋼主要用于制作熱鍛模、壓鑄模、熱擠壓模等，其使用環(huán)境惡劣，不僅要承受高溫載荷，還要承受激冷激熱，因此會出現(xiàn)氧化、疲勞、磨損、開裂等[1-6]，這就要求熱作模具鋼具有良好的熱穩(wěn)定性和良好的抗熱疲勞性能[7-8]。我國3Cr2W8V壓鑄模具鋼的紅硬性較好而韌性不足，熱疲勞抗力差。在20世紀80年代引進AISI-H系列模具鋼后，H13鋼逐漸取代了3Cr2W8V鋼。H13鋼的韌性及冷熱疲勞性能好，但是在服役溫度達到600 ℃后的熱疲勞性差，且熱穩(wěn)定性不理想。因而H13鋼無法完全替代3Cr2W8V鋼作為高熱強性鋼應對服役所需工況。因此研發(fā)新型高熱強性模具鋼十分有必要[9-10]。

改進合金成分配比是改善熱作模具鋼性能的有效方法之一[11-12]。有研究表明，Mo的添加能有效推遲高溫相轉(zhuǎn)變，降低馬氏體的轉(zhuǎn)變溫度，促進貝氏體轉(zhuǎn)變[13]。且Mo是強碳化物形成元素，在軋制冷卻過程中Mo可顯著降低碳的擴散速度，抑制珠光體形核，從而推遲奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變，促進貝氏體形成[14]。另外，Mo對貝氏體鐵素體板條基體的回復和再結(jié)晶具有抑制作用，有利于提高鋼的回火穩(wěn)定性[15]。W多溶于滲碳體中形成合金碳化物，含量較高時則可能形成新的碳化物，縮小奧氏體相區(qū)[10]，且W在模具鋼中的主要作用是增強回火穩(wěn)定性、熱硬性、熱強性等。Mn作為合金元素能夠增加鋼的淬透性并提高鋼的韌性[16]。V能夠與C結(jié)合形成尺寸更小的VC，在回火時能夠產(chǎn)生顯著的二次硬化效應，但會降低沖擊性能，另外VC是難溶碳化物，從沉淀強化角度來說，當VC轉(zhuǎn)變?yōu)榇只母籆r型碳化物(M23C6)時，其對鋼的性能的影響又是消極的[17-18]。目前的研究主要以Mo-W-Co復合[19]、Mn-W復合[10]、Mo-V復合[15]等來提高模具鋼的綜合性能。隨著國內(nèi)外研究者對熱作模具鋼合金成分的不斷優(yōu)化，對熱作模具鋼合金成分的改進逐漸向低Si高Mo的方向發(fā)展，如日本對SKD61鋼的改進[7]，瑞典Uddeholm公司對DIEVAR的開發(fā)[20]，德國對1.2367[21]鋼的開發(fā)，及國內(nèi)DM[21]、H13MOD[22]鋼的開發(fā)等。本文在H13鋼化學成分的基礎上通過增Mo、加W、降V的合金化設計思路，開發(fā)了一種新型高熱強性熱作模具鋼SR19，并研究了SR19鋼和H13鋼在同等試驗條件下的組織及性能差異，從而探究Mo-W合金化對SR19鋼強韌性的提升機理。

1 試驗材料及方法

本文所用SR19鋼和H13鋼的制備工藝為電爐熔煉-電渣重熔-多向鍛打-球化退火(860 ℃保溫2 h，爐冷至740 ℃保溫4 h，爐冷至室溫)，其化學成分如表1所示。

表1 SR19鋼和H13鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

為了研究淬火、回火對SR19鋼與H13鋼組織及性能的影響，在SR19鋼與H13鋼塊上切取尺寸為20 mm× 30 mm×60 mm的小試塊，分別在試驗鋼的Ac3點以上溫度960、980、1000、1020、1040和1060 ℃保溫1 h后油淬，然后選擇最佳淬火溫度試塊分別進行480、500、520、540、560、580、600、620、640和660 ℃回火，保溫2 h。

采用HR-150A型洛氏硬度計測試不同淬火及回火態(tài)試樣的硬度，結(jié)果取5個測量點的均值。用452D-2金屬擺錘沖擊試驗機測量SR19鋼480、540、600、660 ℃回火試樣的沖擊性能，按照北美壓鑄協(xié)會NADCA 207-2016標準采用7 mm×10 mm× 55 mm無缺口沖擊樣品，結(jié)果取3支試樣的平均值。硬度試樣經(jīng)砂紙打磨、拋光、4%硝酸酒精溶液侵蝕后采用4XCJX倒置三目光學顯微鏡觀察顯微組織。金相試樣用無水酒精超聲波清洗后采用美國FEI Quanta 250掃描電鏡進行回火組織表征。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 淬火態(tài)硬度

圖1為SR19鋼與H13鋼不同溫度淬火后的硬度曲線。由圖1可知，淬火溫度低于1020 ℃時，隨著淬火溫度的升高，SR19鋼與H13鋼的硬度都逐漸增高，當淬火溫度進一步升高到1060 ℃時，硬度呈現(xiàn)出下降的趨勢。由于淬火溫度過高時雖能更好的將一次碳化物固溶進基體，但奧氏體晶粒容易粗大，使鋼的強韌性下降。因此為了防止晶粒粗大，本次試驗的最佳淬火溫度選擇為1020 ℃。

圖1 SR19鋼與H13鋼經(jīng)不同溫度淬火后的硬度

2.2 回火態(tài)硬度及沖擊吸收能量

圖2為SR19鋼與H13鋼不同溫度回火后的硬度和沖擊吸收能量。由圖2(a)可以看出，SR19鋼與H13鋼的硬度都隨回火溫度的上升呈先上升后下降的趨勢，且均在540 ℃出現(xiàn)回火二次硬化峰。在480～540 ℃回火溫度區(qū)間，SR19鋼與H13鋼的硬度大致相同，但在540～660 ℃回火溫度區(qū)間，同一回火溫度下，SR19鋼比H13鋼的硬度高0.5～1.0 HRC。由圖2(b) 可以看出，隨著回火溫度的升高，SR19鋼和H13鋼的沖擊吸收能量均呈先稍有降低隨后又明顯上升的趨勢。在540 ℃回火即二次硬化峰值溫度時，SR19鋼和H13鋼的沖擊吸收能量均最低，分別為260.8 J和215.3 J。總體可以看出，同一回火溫度下，SR19鋼的沖擊吸收能量均比H13鋼高40～50 J。由于在工業(yè)生產(chǎn)中，熱作模具鋼在保證硬度為48～55 HRC的情況下沖擊吸收能量越高越好，且熱處理時要避開回火脆性區(qū)間(500～540 ℃)，一般回火溫度不低于550 ℃。根據(jù)圖2可知，SR19鋼經(jīng)不同溫度回火的沖擊吸收能量均不低于250 J，有著良好的沖擊性能，在560～600 ℃ 回火區(qū)間的洛氏硬度為50.9～54.8 HRC。因此，確定SR19鋼在1020 ℃淬火的最佳回火溫度范圍為560～600 ℃。

圖2 SR19鋼與H13鋼經(jīng)1020 ℃淬火和不同溫度回火后的硬度(a)和沖擊吸收能量(b)

2.3 回火態(tài)顯微組織

圖3為SR19鋼與H13鋼分別在540 ℃和660 ℃回火后的光學顯微組織。可以看出，兩種試驗鋼的回火組織主要為回火馬氏體+碳化物+殘留奧氏體。SR19鋼在540 ℃回火的組織晶界清晰，晶粒度達6～7級，馬氏體板條上彌散著細小的碳化物，而660 ℃回火后，晶界依稀可見，但由于在660 ℃高溫回火下，二次析出碳化物大量發(fā)生粗化導致晶界渾濁，清晰程度不如540 ℃。H13鋼在540 ℃回火后的組織中晶界渾濁，但可以發(fā)現(xiàn)碳化物在晶界處偏聚現(xiàn)象，而660 ℃回火后的組織由于馬氏體的回復及碳化物的粗化，導致辨識度很低。

圖3 SR19鋼(a, c)與H13鋼(b, d)經(jīng)1020 ℃淬火和不同溫度回火后的顯微組織

圖4為SR19鋼與H13鋼在不同回火溫度下的SEM組織形貌。由圖4(a1～a4)可知，回火溫度較低時，SR19鋼中可以看到清晰的馬氏體形貌，且在馬氏體基體上彌散分布著均勻細小的碳化物，碳化物多為圓形，存在少量較大的難溶初生碳化物。隨著回火溫度提高到540 ℃，可以發(fā)現(xiàn)在馬氏體基體上彌散的碳化物數(shù)量急劇減少，轉(zhuǎn)化為了非常細小的納米級碳化物，且生成了桿狀碳化物和更為細小的納米級碳化物。當回火溫度進一步提升到600 ℃時，馬氏體基體上彌散的納米級碳化物更加均勻，且尺寸有一定的長大現(xiàn)象。當回火溫度達到660 ℃時，碳化物明顯粗化，且部分納米級碳化物也已經(jīng)粗化。由圖4(b1～b4)可知，回火溫度較低時，H13鋼馬氏體基體上的初生碳化物較SR19鋼更多，而二次碳化物卻較SR19鋼少，當回火溫度提升到540 ℃時，H13鋼也生成了更加細小的納米級碳化物，但數(shù)量較少，且馬氏體基體較SR19鋼更加粗大。當回火溫度進一步提升到660 ℃時，納米級碳化物發(fā)生明顯的粗化。通過對比可以發(fā)現(xiàn)，SR19鋼馬氏體基體上彌散著大量納米級碳化物和球化的碳化物。

圖5為SR19鋼與H13鋼分別在540 ℃和660 ℃回火后的難溶一次碳化物及二次碳化物的EDS能譜。在540 ℃回火時，SR19鋼馬氏體基體上的桿狀碳化物為富Cr型碳化物，Cr含量達到5%，圓形碳化物為富Mo、W型碳化物，Mo含量達到15.67%，W含量達到11.76%。而H13鋼馬氏體基體上的桿狀碳化物也為富Cr型碳化物，Cr含量達到5.69%，圓形碳化物為富V碳化物，V含量達到13.6%。在660 ℃回火時，SR19鋼馬氏體基體上的不規(guī)則圓形碳化物為富Mo、W型碳化物，Mo含量為11.30%，W含量為5.39%，不規(guī)則桿狀碳化物也為富Mo、W、Cr型碳化物，Mo含量為10.43%，W含量為4.23%，Cr含量為8.74%。而H13鋼馬氏體基體上的長桿狀碳化物為富Cr型碳化物，Cr含量為5.45%；不規(guī)則水滴型碳化物為富V、Cr型碳化物，V含量為5.11%，Cr含量為5.26%。通過對比可以發(fā)現(xiàn)，SR19鋼中的碳化物較H13鋼含有更高的Mo，且含有一定量的W。660 ℃回火與540 ℃回火相比，SR19鋼與H13鋼桿狀碳化物中的Fe含量均顯著降低，且SR19鋼中桿狀碳化物的Mo、W含量顯著提升，H13鋼中桿狀碳化物的V含量顯著提升。與此同時，SR19鋼與H13鋼圓形碳化物中的Fe含量顯著上升，且SR19鋼中圓形碳化物的Mo、W含量有一定的下降，H13鋼中圓形碳化物的V含量顯著下降。

圖5 SR19鋼(a～d)與H13鋼(e～h)經(jīng)不同溫度回火后的碳化物EDS分析

2.4 沖擊斷口

圖6為SR19鋼與H13鋼在540 ℃回火時的沖擊斷口形貌。可以看出，SR19鋼與H13鋼斷口形貌相似，均為先在不同部位產(chǎn)生準解理裂紋核，然后擴展成準解理刻面，最后以塑性方式撕裂形成河流花樣和韌窩，河流花樣短而彎曲，支流少，解理面小，且周圍有較多的撕裂棱，屬于典型的準解理斷裂。由于SR19鋼的撕裂棱較H13鋼更少，因此SR19鋼較H13鋼有更好的沖擊性能。在660 ℃回火時，SR19鋼發(fā)生了韌性斷裂，如圖7所示，裂紋從應力集中的地方(即有碳化物及夾雜物的地方)形核長大，形成均勻連續(xù)的韌窩，且解理斷裂程度較540 ℃回火時的更輕，因此SR19鋼660 ℃回火的沖擊性能比540 ℃回火時的更高。

圖6 SR19鋼(a)與H13鋼(b)經(jīng)540 ℃回火后的沖擊斷口形貌

圖7 SR19鋼經(jīng)660 ℃回火后的沖擊斷口形貌

3 討論

3.1 固溶-硬化關系

從試驗結(jié)果可以得出，當淬火溫度低于1020 ℃時，隨著淬火溫度的升高，SR19鋼與H13鋼的硬度都逐漸增高，隨著淬火溫度進一步升高到1060 ℃時，硬度呈現(xiàn)出先下降后上升的趨勢，這是由于隨著奧氏體化溫度的進一步上升，殘留奧氏體數(shù)量也隨之增加，且晶粒過于粗大，由此引起的軟化作用大于固溶強化作用，導致鋼的硬度下降。隨著奧氏體化溫度的進一步提高，難溶碳化物VC溶于奧氏體，能增加基體的晶格畸變，使位錯運動進一步受阻，起到固溶強化的作用，從而導致馬氏體基體硬度增加[22]。由圖1可知，SR19鋼比H13鋼具有更高的淬火硬度，這是由于SR19鋼比H13鋼含有更高的合金成分，在降低了V含量的同時，將Mo含量提高到2.8%，并且加入了1.2%W，但是由于V易形成難溶碳化物，不利于固溶強化[1,22]，Mo、W的加入彌補了降V的硬度下降。SR19鋼通過增加Mo、W的含量，從而大幅度的增加了固溶強化和析出強化的作用，因此SR19鋼比H13鋼有更高的淬火硬度。

3.2 析出-硬化關系

依據(jù)SR19鋼不同回火溫度下的碳化物形貌，可推演出碳化物析出及長大機制：隨著回火溫度的升高，桿狀碳化物逐漸球化，納米級碳化物孕育、形核、長大、粗化，形成了穩(wěn)定的碳化物(M23C6/M6C)[26]，如圖8所示。有研究[23]表明，不同類型碳化物之間的轉(zhuǎn)變關系為M3C→M7C3→M23C6→M6C，而M6C是導致鋼的強度下降的主要原因[24]，因此SR19鋼和H113鋼在660 ℃回火后于馬氏體基體上析出的大量粗化碳化物(M23C6/M6C)導致其硬度大幅度下降。SR19鋼與H13鋼均在540 ℃出現(xiàn)回火二次硬化峰，這是由于回火時，碳化物的析出引起的殘留奧氏體中碳及合金元素的貧化，降低Ms點，空冷時形成二次淬火導致的[25]。采用ImageJ軟件對圖4所示組織中的碳化物進行測量可知，SR19鋼與H13鋼均在540 ℃回火時生成了納米級碳化物，尺寸范圍分別為40～70 nm和50～100 nm。當回火溫度升高到660 ℃時，納米級碳化物發(fā)生粗化且馬氏體回復，導致SR19鋼與H13鋼的硬度迅速下降。由圖5的EDS能譜分析可知，此時的碳化物逐漸演變?yōu)榉€(wěn)定且粗大的M23C6型碳化物[26]。然而由于SR19鋼較H13鋼有更高的Mo含量(2.8%Mo)，且加入了1.2%W，而W又與超細析出作用有關(即納米級碳化物的析出)，并且可以引起奧氏體相區(qū)縮小[10]，由此引起的細晶強化、析出強化及固溶強化使鋼具有更好的力學性能。而且不同于H13鋼的是，含W、Mo、V的MC型碳化物不僅能在馬氏體板條界面和位錯等有利于自發(fā)形核和擴散的地方定向析出[27]，還可以在難溶碳化物以及一次碳化物附近析出，提高了模具鋼的抗回火軟化能力。由于Cr可能擴散進入MC、M2C中排出Mo、W、V，通過原位形核機制形成更穩(wěn)定的M23C6型碳化物[28]，但SR19鋼有更高的Mo含量及W含量，因此減緩了MC、M2C向M23C6型碳化物的轉(zhuǎn)變。因此，SR19鋼在540～660 ℃回火溫度區(qū)間的硬度比H13鋼平均高出0.5～1.0 HRC。

3.3 析出-韌性關系

根據(jù)圖2可知，SR19鋼與H13鋼的沖擊吸收能量均在540 ℃回火時出現(xiàn)最低值，其變化規(guī)律與硬度變化取向相互對應。當在540 ℃回火時發(fā)生二次淬火，產(chǎn)生回火二次硬化峰，這種強化使得鋼的硬度提高而塑性、韌性下降。而回火溫度高于540 ℃時，馬氏體發(fā)生回復，迅速粗化、分解，且碳化物也迅速長大[29](如圖4所示)，此時軟化作用占主導地位，使得硬度顯著下降，沖擊性能明顯提高。另外，SR19鋼比H13鋼的沖擊吸收能量明顯更高，這是由于SR19鋼在合金元素配比的設計上，通過增Mo加W來替代V引起二次硬化效應，同時又緩解了由于V易形成難溶一次碳化物引起沖擊性能下降的不利影響[1,22]。由圖6可知，在540 ℃回火時的SR19鋼與H13鋼的沖擊斷口中存在著很多小的破裂的晶粒以及明顯的撕裂棱，這是典型的準解理斷裂，而SR19鋼斷口有著更密集的韌窩，這可能與W能夠起到細晶強化的作用有關，也與W是MC、M2C、M6C型碳化物的主要形成元素，其通過離位析出的方式析出的碳化物更加細小，起到彌散強化的作用有關[10,30]。另外SR19鋼中形成的納米級碳化物與基體保持穩(wěn)定且良好的共格/半共格關系，提高硬度的同時并未降低韌性。

4 結(jié)論

1) 相同回火溫度下，SR19鋼比H13鋼的沖擊吸收能量高40～50 J，回火后的硬度高0.5～1.0 HRC。表明SR19鋼具有良好的抗回火熱穩(wěn)定性。

2) SR19鋼通過增Mo加W降V，在其基體組織中分布著較H13鋼更加細小、彌散數(shù)量眾多的納米級析出相，提高了SR19鋼的抗回火軟化能力。

3) SR19鋼與H13鋼斷口形貌相似，均為先在不同部位產(chǎn)生準解理裂紋核，然后擴展成準解理刻面，最后以塑性方式撕裂形成河流花樣和韌窩，屬于典型的準解理斷裂，且SR19鋼的解理斷裂程度更輕，具有更好的沖擊性能。

4) SR19鋼的最佳熱處理工藝為淬火溫度1020 ℃，回火溫度560～600 ℃。