應變幅對SDHC 鋼熱機械疲勞行為及微觀組織演變的影響

董晨輝，吳博雅，曾 艷，吳曉春*

（1 上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444；2 上海大學 省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444）

在壓鑄模具鋼服役過程中，主要的失效形式為熱龜裂。為了延長其使用壽命，防止熱龜裂的形成，模具材料需在服役條件下具有良好的回火穩定性和抗冷熱疲勞性能［1-4］。非碳化物形成元素Co 能提高材料的熱強性和高溫硬度，而具有高熱強性的材料，熱穩定性和疲勞性能往往也好。Chen 等［5］研究發現添加Co 后，加強了對位錯滑動的阻礙作用，使奧氏體鋼的加工硬化率明顯上升。Yamada 等［6］在高Cr 鐵素體鋼中添加Co 后，有效抑制了高溫δ-鐵素體形成，降低了奧氏體晶粒的粗化速率，另外，Co 元素的固溶強化作用能夠有效抑制馬氏體組織回復與再結晶，延緩M23C6型碳化物在界面聚集粗化，提高鐵素體鋼的抗蠕變力。Bai 等［7］在研究改性HR3C 奧氏體耐熱鋼失效時發現Co 的加入能夠抑制σ 相的沉淀，而σ 相的沉淀率會對顯微硬度造成很大的影響。An 等［8］系統研究了Co 對Ni-Cu-Co 合金凝固速度的影響，其顯著提高了合金的凝固速度和再凝聚效果，增強了枝晶的重熔和應力的積累，使晶粒得到細化，并擴大了臨界過冷范圍。總體來說，Co 可以提高鋼的加工硬化率，延緩晶粒粗化，抑制馬氏體回復與再結晶，提升鋼的抗蠕變力，能在承受循環載荷時抵抗更大的應力［5-11］。

長期以來，國內壓鑄行業主要采用4Cr5Mo2V（DIEVAR）鋼作為壓鑄模具材料，對高性能壓鑄模具材料的研究不多，為了應對日益復雜的實際工況，迫切需要熱機械疲勞性能更好的模具材料。SDHC（4Cr5Mo2VCo ）由上海大學模具鋼團隊研制，在4Cr5Mo2V 鋼基礎上，添加非碳化物形成元素Co，提高了鋼的熱強性、熱穩定性和熱機械疲勞性能。

熱機械疲勞（TMF）是造成熱龜裂的主要原因，而在影響材料熱機械疲勞行為的因素中，應變幅的大小直接影響了材料的使用壽命及微觀損傷特性的變化［12］，因此，研究應變幅對新型壓鑄模具鋼熱機械疲勞性能的影響變得更有意義。本文從應變幅的角度入手，通過基于拉壓對稱應變控制模式的TMF 實驗，研究了SDHC 鋼在不同機械應變幅下的熱機械疲勞行為和微觀組織演變規律，為新型壓鑄模具鋼服役性能的評估提供理論依據。

1 試樣制備與實驗方法

1.1 試樣制備

實驗材料為球化退火態SDHC（4Cr5Mo2VCo）鋼（退火工藝為：在250 ℃下保溫5 h，再以40 ℃/h 升溫至650 ℃，保溫5 h 后以80 ℃/h 升溫至860 ℃，保溫48 h，然后以80 ℃/h 冷卻至740 ℃，保溫192 h，最后以80 ℃/h 冷卻至250 ℃后出爐），具體的化學成分如表1所示。熱處理先使用WZC-45 型真空淬火爐淬火，淬火溫度為1030 ℃，保溫時間為0.5 h，冷卻方式為油冷，然后將試樣放置在S2-5-12 型回火爐中，在600 ℃下回火2 次，每次回火保溫2 h，冷卻方式是空冷。淬火和回火后需分別使用Leco R-260 型洛氏硬度計測定其硬度，在不同區域分別測量5 次，并取平均值，淬火硬度均值為54HRC，回火硬度均值為46HRC。試樣退火態和回火態的顯微組織如圖1 所示，分別為粒狀珠光體和馬氏體。

1.2 實驗方法

根據ASTM E2368—2010 標準的試樣要求，將試驗鋼加工成標準熱機械疲勞試樣（如圖2 所示），標距（受TMF 作用區域）尺寸?6 mm×36 mm。采用Landmark 370.10 軸向拉壓熱機械疲勞液壓伺服試驗機進行TMF 實驗。測試過程、實時監測和反饋溫度由FlexTest 40 計算機輔助主控制系統控制。試樣標距部分由感應線圈加熱，由K 型熱電偶測量實時溫度，控制精度為±3 ℃。機械應變由高溫陶瓷引伸計控制，應變幅范圍可控制在2%以內。實驗后，使用壓縮空氣冷卻試樣標距部分。熱機械應變循環溫度選擇200～600 ℃，相位角選擇反相（OP，即機械應變達到最高值時，溫度達到最低值，反之亦然），應變幅（Δεm/2）分別取0.7%，0.9%和1.1%。機械應變比Rε＝εmin/εmax＝-Rε＝-1，其中，εmin和εmax分別為最小和最大熱機械應變。負載使用機械應變控制的三角波，周期為200 s。

圖2 疲勞試樣的形狀及尺寸Fig.2 Shape and dimensions of fatigue specimen

在TMF 試驗后，對試樣微觀組織進行觀察，分別采用薄片和碳膜復型的方式制取透射電鏡（TEM）樣品。薄片樣品制備流程為：在標距裂紋處用線切割切取?6 mm×10 mm 的圓柱，再將圓柱對半切，在一半圓柱的最大截面處切下0.3 mm 厚度薄片，然后減薄至約0.06 mm，最后利用雙噴減薄儀制成金屬薄膜，清洗后得到薄膜樣品。碳膜復型樣品制備流程為：將半圓柱試樣經4%（質量分數，下同）硝酸酒精溶液淺腐蝕約10 s，然后置于SBC-2 型真空鍍膜裝置中，在試樣表面蒸發沉積一層厚度為數十納米的碳膜，取出后用小刀將噴碳后的試樣表面刻劃成大約3 mm×3 mm 的小方格，隨后使用10% 的硝酸酒精溶液深腐蝕約10 min，再緩慢地將試樣以45°方向浸入清水中脫出碳膜，最后采用400 目不帶膜的銅網撈取碳膜并置于日光燈下烘干，得到碳膜復型樣品。采用JEM-2100F 場發射高分辨透射電子顯微鏡分別觀察兩種樣品微觀組織中位錯形態及碳化物形貌、大小及分布。

為了反映不同應變幅下材料的位錯密度，進行XRD 實驗。實驗流程為：對試樣進行輕微機械研磨，然后使用5%稀鹽酸腐蝕2 min 來去除表面變形層和應力層，最后用酒精沖洗干凈，采用Rigaku 型Smartlab 9 kW X 射線衍射儀對樣品進行廣角連續掃描。利用CuKα1 作為銅靶，采取步進式，步長為0.02°，掃描范圍為30°～110°，掃描速度為4 （°）/min。實驗后結合Williamson-Hminall Plot 多線條法和Warren-Averbach傅氏分析法對位錯密度進行計算。

2 實驗結果與討論

2.1 應力-應變滯后回線

圖3 為SDHC 鋼在0.7%，0.9%，1.1%應變幅下的半壽命周期滯后回線，在整個循環過程中曲線關于原點呈非對稱分布。在不同應變幅（0.7%，0.9%，1.1%）下最大拉應力分別為783.23，1043.16 MPa 和1012 MPa，最大的壓應力分別為-490.21，-582.67MPa 和-640.88 MPa。總體來看，應變幅值越大，受到的拉壓應力越大，說明應變幅的大小是造成熱機械疲勞的關鍵因素之一。滯后回線面積代表材料塑性變形造成的能量損耗，環線面積越大，材料的損耗越大，軟化現象也越嚴重。隨著應變幅的增加，滯后環線的面積也隨之增大，說明SDHC 鋼在高應變幅下的損傷情況更嚴重。

圖3 不同應變幅下SDHC 鋼熱機械疲勞應力-應變滯后回線Fig.3 Thermal-mechanical fatigue stress-strain lag loop of SDHC steel under different strain amplitudes

2.2 應力循環響應行為

圖4 為不同應變幅下SDHC 鋼的循環響應曲線根據文獻［17］和圖4 可知SDHC 鋼的疲勞循環軟化可大致分為不穩定階段、持續軟化階段和失效階段。當實驗開始時，試樣受到溫度和機械載荷的循環作用，其組織變形的同步響應需要少量時間來適應，即曲線上升階段；在試樣適應循環響應后，受到熱應力和機械應變的共同作用，材料發生軟化，曲線持續下降；當達到一定循環周次后，曲線迅速下降，此時材料發生失效，實驗結束。結合圖3 和圖4 可知，當應變幅（Δεm/2）從0.7%增加到1.1%時，壽命周期下降了約400 周次。結果表明，當材料受到更大的應變幅作用時，其能量損耗增大，壽命周期變短。隨著循環的進行，拉壓應力持續減少，此過程中材料不斷發生軟化現象，這是導致材料在TMF 累積損傷的重要原因。圖4 曲線反映了宏觀裂紋從形成到失穩擴展，最后發生開裂的一個過程，應變幅值越大，材料在實驗過程中產生的塑性變形越大，損傷失效情況也越嚴重，并造成拉壓應力的不對稱。

圖4 不同應變幅下SDHC 鋼的循環響應曲線Fig.4 Cyclic response curves of SDHC steel under different strain amplitudes

2.3 位錯組態與密度

SDHC 鋼作為馬氏體鋼，在回火處理后仍然存在大量位錯，當位錯密度較高的材料受到周期性的循環載荷時，位錯會發生重排，從而產生低能量的位錯［13］。在循環載荷作用力下，位錯會發生往復滑移，異號位錯之間發生湮滅，導致位錯密度下降，屈服強度變小，材料發生軟化［14-16］。

圖5 是不同應變幅下SDHC 鋼的位錯組態，可以看出，在進行TMF 實驗后，仍存在大量的位錯纏結。當應變幅為0.7%時，大量位錯纏結交錯分布。當應變幅為0.9%時，位錯纏結面積變小，但仍存在很多的位錯纏結。當應變幅為1.1%時，位錯纏結進一步減少，與前兩者相比，可以明顯地看到位錯的消失。可見施加的機械載荷是驅動位錯運動的重要原因之一，應變幅值越大，施加的載荷力越大，位錯變化程度越大。總體來說，應變幅增加時，纏結的位錯逐漸散開，變成細長狀或小面積偏聚為主。

圖5 不同應變幅下SDHC 鋼的位錯組態 （a）Δεm/2=0.7%；（b）Δεm/2=0.9%；（c）Δεm/2=1.1%Fig.5 Dislocations configuration of SDHC steel under different strain amplitudes （a）Δεm/2=0.7%；（b）Δεm/2=0.9%；（c）Δεm/2=1.1%

為了更好地反映位錯的變化，對不同應變幅加載后的疲勞試樣進行了XRD 掃描，如圖6（a）所示，可以清晰看到α′-Fe 具有（110），（200），（211）和（220）衍射峰，所有的α′-Fe 的衍射峰向小角度發生偏移，這可能是衍射峰的半高寬發生了變化導致的。此外，對（200）峰放大，如圖6（b）所示，可以看到應變幅值越大時，峰越高且寬，對應的半高寬也越大。

圖6 XRD 譜圖（a）以及（200）α′峰放大圖（b）Fig.6 XRD patterns （a） and （200） α′ peak amplification （b）

經過XRD 實驗后可得各組試樣的2θ和FWHM值，通過WH 擬合方法計算可求得在熱機械疲勞試驗后試樣的平均位錯密度和亞晶粒的變化。圖7 為平均亞晶粒尺寸和位錯密度與應變幅之間的關系曲線。可以看出，應變幅值增加時，SDHC 的平均亞晶粒變小。當應變幅為1.1%時的平均亞晶粒尺寸僅有應變幅為0.9%時的58%，因此，應變幅更大時亞晶粒尺寸下降得更快。當應變幅為0.7%時，位錯密度最高，為2.439×1015m-2。當應變幅為0.9%時，位錯密度為2.420×1015m-2，位錯密度的變化并不是很大。但當應變幅為1.1%時，位錯密度僅為1.46×1015m-2，下降幅度較大，說明高應變幅對組織中位錯密度的影響較大。

圖7 平均亞晶粒尺寸、位錯密度與應變幅關系曲線Fig.7 Average subgrain size，dislocation density and strain amplitude relationship curve

2.4 碳化物演變

為了更好地觀察不同應變幅下SDHC 在TMF實驗后的碳化物變化，采用碳膜復型制樣并進行TEM 實驗，具體結果如圖8所示。當應變幅為0.7%時，碳化物呈彌散分布，出現了明顯的偏聚現象，存在少量較大的球狀碳化物MC、短桿/棒狀碳化物M2C、棒狀碳化物M7C3及不規則顆粒狀碳化物M23C6。當應變幅為0.9%時，碳化物數量減少，多為棒狀碳化物M7C3和不規則碳化物M23C6，存在少量橢圓形碳化物MC。當應變幅為1.1%時，碳化物數量進一步減少，且以不規則碳化物M23C6為主。可以看到，當應變幅增加時，MC 型碳化物尺寸明顯變小。結合文獻［17］可知，在TMF 循環過程中，M7C3周圍的M2C會不斷消失，而M2C回溶提供了充足的C，促使M7C3進一步析出與長大。隨著循環次數不斷增加，處于亞穩態的細桿狀M7C3會轉變為穩態的粗桿狀M7C3或不規則狀M23C6，而M7C3與基體α-Fe不存在共格關系，會在位錯或晶界處析出，這也會失去其彌散強化作用，使材料不斷軟化。

圖8 不同應變幅下碳化物分布 （a）Δεm/2=0.7%；（b）Δεm/2=0.9%；（c）Δεm/2=1.1%Fig.8 Distribution of carbides under different strain amplitudes （a）Δεm/2=0.7%；（b）Δεm/2=0.9%；（c）Δεm/2=1.1%

利用Image-Pro 軟件對得到的數十張TEM 照片展開分析，對組織中碳化物的尺寸進行測量，并染色分析不同尺寸碳化物所占的數量比，從而比較三種應變幅下碳化物數量與大小的變化，結果如表2 所示。當應變幅為0.7%時，尺寸大于50 nm 的碳化物數量占比達15.94%，要大于應變幅分別為0.9%和1.1%時的12.5%和8.05%。低應變幅時，大尺寸碳化物的數量更多，碳化物的析出與粗化更嚴重，可能是由于應變幅較低時，受到熱應力和機械應力的作用時間更長，析出動力和長大動力更大，從一定程度上也可以說明此時溫度和持續時間的作用影響大于機械應變幅。在高應變幅下的試樣組織中存在更多細小的碳化物，這是由于相對較短的循環周次，導致析出的碳化物未來得及粗化。總體來說，隨著應變幅的增加，碳化物析出與粗化更緩慢，這也是SDHC 鋼在較低應變幅下能保持更好的抗軟化能力的原因。

表2 不同應變幅下不同尺寸碳化物統計Table 2 Statistics of different sizes of carbides under different strain amplitudes

采用高分辨TEM 自帶的EDS，對顯微組織進行了面掃描分析，得到不同應變幅下SDHC 鋼中碳化物的形貌、數量和元素分布情況，具體如圖9 所示。由于Co 是非碳化物形成元素，因此SDHC 鋼的碳化物種類與4Cr5Mo2V 鋼基本一致，其大致分為以下幾種：富含Cr和Fe 的不規則球狀M23C6、短桿/棒狀M7C3、富含Mo短桿/棒狀M2C 及富含V 球狀MC。Co 元素主要固溶于基體中，起固溶強化作用，聚集分布于碳化物附近。

圖9 不同應變幅下TMF 后EDS 圖 （a）Δεm/2=0.7%；（b）Δεm/2=0.9%；（c）Δεm/2=1.1%Fig.9 EDS after TMF with different strain amplitudes （a）Δεm/2=0.7%；（b）Δεm/2=0.9%；（c）Δεm/2=1.1%

結合圖8 和圖9 可以看出，在不同應變幅下的試樣組織中，主要有Cr 和Fe 系碳化物，同時存在少量的V 系碳化物和Mo 系碳化物，且不同類型的碳化物都呈一定程度的偏聚。當應變幅值較低時，碳化物析出的粗化現象明顯，但在高應變幅下，碳化物更為細小，分布更彌散，偏聚現象不明顯。可見，應變幅是碳化物析出粗化的重要驅動力。

3 結論

（1）SDHC 鋼的熱機械疲勞應力-應變滯后回線關于原點呈非對稱分布，在不同應變幅（0.7%，0.9%，1.1%）下最大拉應力分別為783.23，1043.16 MPa 和1012 MPa，最大的壓應力分別為-490.21，-582.67MPa 和-640.88 MPa。總體來說，應變幅值越大，受到的載荷力越大。

（2）隨著應變幅值增加，位錯纏結減少，位錯密度下降，當應變幅為1.1% 時，位錯密度最小，僅為1.46×1015m-2，而當應變幅為0.7%和0.9%時，位錯密度分別為2.439×1015m-2和2.420×1015m-2，位錯密度變化不大；在低應變幅下，位錯密度下降得更慢，這是試樣能夠保持較高強度的原因之一。

（3）不同應變幅下的SDHC 組織中主要存在不規則球狀富含Cr 和Fe 的M23C6、短桿/棒狀M7C3、富含Mo 短桿/棒狀M2C 及富含V 球狀MC 幾種碳化物；當應變幅值較低時，碳化物析出的粗化現象明顯，但在高應變幅下，碳化物更為細小，分布更彌散，偏聚現象不明顯。