2007年1月
上 海 金 属
SHANGHAIMETALS
Vol129,No11 1January,2007
钢的组织控制与设计(一)
徐祖耀
(上海交通大学,上海200030)
【摘要】 以H13热作模具钢和高强度钢为例,分别重点讨论钢的组织控制和设计。对H13钢,应消除原生碳化物和偏析,改善二次碳化物分布,使成分均匀化,缩小钢块纵、横向性能差,可将现国产H13钢的使用寿命显著提高。对兼具高强度(Rm>2000MPa)和韧性钢的组织,拟设计为:低温回火马氏体组织,含高密度位错的细条马氏体,包有残余奥氏体薄膜,并分布弥散的碳化物(避免渗碳体的形成);钢含低的碳量,并含有一定量的Si,Al和Mn,Ni,Mo等合金元素及Nb等碳化物形成元素;适当应用Q-P处理、双相区退火、贝氏体或马氏体等温处理等。文章分两期发表。
【关键词】 模具钢 高强度钢 组织控制 组织设计
CONTROLANDDESIGNOFMICROSTRUCTUREINSTEELS(Ⅰ)
T1Y1Hsu(XuZuyao)(ShanghaiJiaotongUniversity)
TakingH13moldsteelandhighstrengthsteelasexamplesrespectively,control 【Abstract】 anddesignofmicrostructureinsteelsareemphasized.ForH13steel,todiminishtheprimarycarbidesandsegregation,toimprovethedistributionofsecondarycarbidesandtohomogenizethesoluteconcentrationsarerequiredinordertodecreasethedirectionaldifferenceinmechanicalpropertiesinasteelbar,inturntoprolongsignificantlythelifeofmold.Forsteelwithcombinationofstrengthandtoughness,thedesignedmicrostructurewouldbelowtemperaturetemperedmartensite,i1e.,finelathmartensitewithhighdensityofdislocation,coatedwiththinfilmofausteniteanddistributedwithfinecarbides(formationofcementiteshouldbepreventedifpossible),containinglowcontentofcarbon,certainamountofalloyingelementsSi,AlandMn,Ni,MoaswellascarbideformingelementNbetc.Q&Pprocess,intercriticalannealingandisothermalholdingforproductionofbainiteormartensitemaybeusedifinneed.Thearticleisissuedintwoparts.
【KeyWords】 DieSteel,HighStrengthSteel,ControlofMicrostructure,Designof
Microstructure1 引言
材料的性能决定于材料的成分和组织。材料研究已获得大量关于组织-性能之间的内在联系。为得到设想的性能,必须对材料的组织在加工过程(冶炼、浇铸、成形和热处理等)中加以控制。为创造特殊性能的材料,如超高强度钢,应用已知组织-性能之间的规律,目前也能对其理想的组织作初步设计。
本文仅以热作模具钢和高强度钢为例,分别阐述钢的组织控制与设计;深切期望我国材料工作者重视总结现有知识,应用于材料的组织控制和设计,为我国材料产业的自主创新作出应有的贡献。2 H13模具钢的组织控制
H13模具钢(我国的牌号为4Cr5MoSiV)为国际普遍采用的热作模具钢,广泛应用于铝合金
本文系徐祖耀院士在2006年9月4日为上海市金属学会成立五十周年兼周志宏院士诞辰110周年专题讲座所作的特邀报告
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压铸模,但目前国内生产的H13钢的使用寿命
最高仅5万模次,而由瑞典Uddeholm生产的H13钢(8407钢)寿命为20万模次。经上海大学材
[1]
料学院吴晓春课题组分析,除Uddeholm厂应用保护气氛电渣重熔,控制磷和硫的含量(分别为01009%及010005%),较我国宝钢特殊钢分公司生产(应用普通电渣重熔)的普通H13钢中含磷硫量(分别为01018%和01005%)大为降低外,组织控制是决定性因素。粗大的共晶碳化物和二次碳化物在晶界聚集(局部处连成链状碳化物)以及成分偏析,尤其是模块心部组织不均匀,致使冲击韧性下降,以及模块横向和纵向性能的差异大,如国产普通H13钢模块心部横向的冲击韧性只有纵向的012～013,而8407钢达到016～018。该课题组与宝钢特殊钢分公司合作推出优质H13钢,系将H13钢锭在大气下电渣重熔,称SWPH(ESR)或在氩气保护气氛下电渣重熔,称SWPH(PESR),电渣锭经1260℃高温均匀化处理,二次以上多向锻造,1100℃固溶,等温球化退火或820℃高温回火。与普通H13钢(经电渣重熔,1100℃开始作多向锻造,再经等温球化退火)及进口材料(Uddeholm产的ASSAB8407钢模块)作退火状态及淬火回火态(1025℃真空油淬及600℃回火二次)的组织及性
能比较,得如下结果。
表1列出所用试验钢的化学成分。图1(a)～(d)表示不同H13钢退火态和淬火回火态模块横向心部的显微组织。宝钢特钢的普通H13钢心部组织不均匀,存在粗大的共晶碳化物和成分偏析,退火态组织中二次碳化物分布极不均匀,多聚集在晶界处,并且在局部地方连成链状碳化物。共晶碳化物和二次碳化物在晶界聚集强烈影响模块的冲击韧性,成分偏析造成模块横向与纵向力学性能的差异。经过均匀化处理的优质SWPH13(ESR和PESR)模块退火态组织均匀,没有共晶碳化物,二次碳化物呈球状均匀地分布在铁素体基体上;淬火回火态组织为回火马氏体,没有明显的成分偏析。ASSAB8407模块组织表里均匀,退火态组织中二次碳化物分布均匀,无网链状碳化物存在,淬火回火态组织中晶粒大小均一。
宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR和PESR)和ASSAB8407模块表面和心部退火态硬度基本相同。
宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR和PESR)和ASSAB8407模块纵向表面、纵向心部、横向表面、横向心部四个部位退火态的冲击功见图2。
表1 宝钢特钢普通H13、优质SWPH13和ASSAB8407钢的化学成分(wt%)
C
Mn0130013001310141
Si
P
S
Ni
Cr4193512251235114
Mo1140114911481146
V0187110611040193
Cu010601120112
Ti010101010101
W010101020102
μ[O](gΠg)
—
3114
μ[N](gΠg)
—
149146
普通H13
SWPH13(ESR)
01420140
019801018010050107018801005010010108110001005010010108110201009010005
SWPH13(PESR)0140ASSAB8407
0140
——————
(a)宝钢特钢普通H13
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徐祖耀:钢的组织控制与设计(一)3
(b)宝钢特钢SWPH13(ESR)
(c)宝钢特钢SWPH13(PESR)
(d)ASSAB8407
500图1 普通H13钢、SWPH13钢及8407H13钢模块原始组织(左)和淬火回火组织(右)的比较 ×
图2 宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR和
PESR)和ASSAB8407钢退火态冲击功(J)的比较
图3为宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR和PESR)和ASSAB8407模块纵向表面、纵向心部、横向表面、横向心部四个部位淬火回火态无缺口试样冲击功的比较。
从模块各个部位的冲击功数值可以看出,各个模块纵向试样的冲击功几近相同,但横向试样的冲击功相差较大。退火状态下,宝钢普通H13模块横向心部试样冲击功最低,不及其它几个模块的50%,高温回火SWPH13模块的硬度偏高、韧性较差,ASSAB8407模块横向心部试样冲击功最高。硬化状态下,宝钢普通H13模块的纵向与横向的冲击功相差较大,特别是在横向心部,其冲击功只有表面的30%左右;而ASSAB8407
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钢,模块表面试样的冲击韧性的横纵比(横向冲
击功Π纵向冲击功)在017到110之间,显示良好的等向性。
图3 宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR和PESR)和ASSAB8407钢淬火
回火态冲击功(J)的比较宝钢普通H13经改善生产工艺,引入高温均匀化和超细化处理,再采用适当的软化处理可基本消除共晶碳化物,并改善成分偏析,从而提高模块各个部位的冲击功,提高模块的等向性。SWPH13(ESR)和SWPH13(PESR)模块表面试样的冲击韧性横纵比达接近1,SWPH13(ESR)模块心部试样的冲击韧性横纵比达到了017;SWPH13(PESR)模块心部试样的冲击韧性横纵比达到018。
图4示宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR)和ASSAB8407模块淬火回火态的拉伸性能的比较。
宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR)和ASSAB8407模块各个部位的强度指标(屈服强度、抗拉强度)基本相同,但反映材料塑性性能的指标(延伸率、断面收缩率)则有一定差别。宝钢普通H13模块横向心部的延伸率和断面收缩率偏低,塑性较差。经过均匀化处理后优质SWPH13(ESR)塑性有较大提高,而且还提高了横纵比,使其性能达到ASSAB8407模块的水平。
热疲劳试验所用材料为普通H13钢、SWPH13钢(经过高温均匀化和超细化处理)和8407。试验材料均在1025℃真空淬火,610℃回
图4 宝钢特钢普通H13、优质SWPH13(ESR)和ASSAB8407模块淬火回火态拉伸性能的比较
(a)抗拉强度;(b)延伸率;(c)截面收缩率
600、1000、2000、3000次冷热循环(室温～
)后用10%盐酸溶液洗去表面氧化层,用700℃
体式显微镜观察裂纹形貌,并用计算机计算热疲劳裂纹损伤因子;每个试样经过3000次冷热循环后在裂纹最密集处沿横截面剖开,测量裂纹深度。损伤因子D定义如下:
A・WD=
L
火二次,每次回火2h,回火后硬度均在HRC46±1。每种材料准备3个热疲劳试样,分别经过
其中A为热疲劳裂纹面积;W为主裂纹宽
度;L为表面裂纹总长度。
经过600次冷热循环,各个试样表面都不同程度出现细裂纹,但裂纹形态略有差异,普通H13和SWPH13(ESR)裂纹带有方向性,且普通H13已形成3条贯穿的主裂纹,8407和SWPH13(PESR)的裂纹都非常细小,呈网状分
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徐祖耀:钢的组织控制与设计(一)5
布。循环次数到了1000次,普通H13的主裂纹已非常明显,且已开始扩展,此时其它几个试样的裂纹还处于相对稳定的缓慢扩展期。2000次以后,普通H13裂纹快速扩展,裂纹宽度明显大于其它试样,3条主裂纹贯穿表面,由于形成
粗大的主裂纹,将引起致命损伤。图5示出不同H13模块试样3000周次的热疲劳裂纹形貌。
图6系各试样经过3000次冷热循环后裂纹最密处横截面的裂纹深度及形貌。
图5 3000周次循环热疲劳裂纹形貌
图6 3000次循环后热疲劳裂纹深度及形貌
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各试样热疲劳裂纹深度统计值见表2。表中
列出了每个试样5条最深的裂纹深度,并计算它们的平均值,同时统计每个试样的热疲劳裂纹总数。其中SWPH13(PESR)试样裂纹数目最少,5条裂纹的平均深度也是最小的。可见H13钢经过高温均匀化,热疲劳性能得到提高;8407试样各条裂纹深度比较平均,没有产生特别深的裂纹,即各裂纹均衡扩展,因此疲劳性能较好。表2 一些H13钢经3000周次循环热疲劳裂纹
深度统计
普通H130151901426
840701386013720133301319013190134612
SWPH13SWPH13(ESR)0145201452013990137201279013919
(PESR)01412013060129301213011730127910
高),碳化物的尺寸、分布及其与亚结构的交互
作用,及其残余奥氏体含量、分布和稳定性等。
[2]
这些在拙著中已作较详阐述。现择要列举并作一些补充。钢的高形变强化不在本文讨论之列。钢中马氏体的强化主要为碳的固溶强化,尤其是
[3,4][5]
在低Ms温度的Fe2Ni2C中。Kelly和Nutting在1960年由电镜确定Fe-C马氏体的亚结构:低碳(<016%C)为位错,高碳(>016%C)为孪晶,并测得它们的显微硬度,如图8所示;图中直线虚线指碳的固溶强化,硬度试验值较此线为高,指示亚结构与碳交互作用的附加影响,由图可见,孪晶对强化作用较大(>018%C的强化变弱系由于残余奥氏体量较高所致)。其他未经时效的Fe2Ni2C及Fe2Cr2C中都有类似的情况,
[6]
如图9所示。
最深5条裂纹深度Πmm013990131901319
平均深度Πmm裂纹总数
0139613
图7所示普通H13、SWPH13钢和8407钢热疲劳的表面裂纹损伤因子的比较。可见经过工艺改善的SWPH13其损伤因子不高于8407,即新工艺显著提高H13钢的热疲劳性能。组织控制对保证材料性能和延长使用寿命可见一斑。
图8 碳含量对Fe-C马氏体显微硬度的影响
图7 普通H13、SWPH13钢和8407钢经热疲劳
的表面裂纹损伤因子的比较3 高强度钢的组织设计
为节约能源和原材料,研发高强度结构钢已为举世所瞩目。
决定淬火回火钢(马氏体型钢)力学性质的组织为:原奥氏体的晶粒大小,马氏体亚结构的类型和大小,位错密度(随含碳量的增加而增
图9 未经时效Fe2Ni2C马氏体的压力强度一般碳钢由于Ms温度较高,在经淬火时往往产生渗碳体,或碳扩散至位错或马氏体边界
[8]
的应变区。图10为Fe2Ni2C马氏体的强度和韧
[9]
(Ms温度较性随含碳量和Ms温度之间的关系
[7]
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高的,易产生渗碳体)。43XX钢(含不同碳+0180Cr-1180Ni-0125Mo钢)马氏体的强度主要决定于应变硬化,淬火时碳原子的再分布及动态
[10]
应变时效,而不直接决定于碳含量。
个纳米厚)条状残余奥氏体,如图13;孪晶亚结构马氏体,如图14,形变困难,致韧性很差。
图12 马氏体领域大小(D)对Fe-012C马氏体(.或・)和Fe-Mn(□)马氏体屈服强度的影响
图10 Fe-Ni-C马氏体的强度和韧性与含碳量
和Ms的关系图11和图12分别表示奥氏体晶粒大小和马氏体领域大小对淬火合金屈服强度的影响。马氏体领域大小直接和原奥氏体晶粒大小有关。图11和图12都显示Hall-Petch的强度概念。由图12可见,含碳的Fe-012C合金因马氏体领域减小,导致强化率比不含碳的Fe-Mn
[14]
为大,据Krauss的分析,认为是由于碳偏聚于马氏体引起更大强化所致。位错马氏体具较高韧[2]
性,其主要原因在于马氏体条间形成薄层(几
[13]
[11]
[12]
图13 位错马氏体中条间残余奥氏体
图11 奥氏体晶粒大小对淬火钢屈服强度的影响
8650:015C-019Mn-015Ni-015Cr-012Mo4340:014C-017Mn-118Ni-018Cr-0125Mo4310:011C-015Mn-118Ni-015Cr-0125Mo
图14 孪晶马氏体
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在相同的屈服强度下,孪晶马氏体的韧性较
[15][16]
位错马氏体低得多,如图15和图16所示。高碳马氏体很脆,因此含碳量较高钢的焊接性能(粗大晶粒及高碳马氏体)很差。
时,铁素体对塑性当然也提供有益的影响。TWIP钢是利用奥氏体的孪生化提供钢的塑[23]
性,本文对这些随后还将简略述及。(未完待续)
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图16 含0117%C及0135%C铬钢马氏体的屈服
强度及断裂韧性
钢在淬火时未溶解的碳化物和夹杂物呈粗大、紧密排列,有时呈伸长或片状,都会成为微
[17,18]
裂缝之源,不利展性断裂。(4340钢及含硼0135C钢
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经高温淬火,使碳化物溶解,MnS呈球状,增大夹杂物间距,会显著提高韧性)。淬火组织中含残余奥氏体将使塑性和韧性增加。TRIP钢内残余奥氏体受应变而诱发马氏体
[19]
(由高Ni-CrTRIP钢现已演变产生相变塑性
[20]
为Si-MnTRIP钢)。目前的新热处理工艺(Q&P工艺-淬火和碳再分配工艺)使残余奥氏
[14]
体富碳而稳定
[21,22]
都是残余奥氏体对塑性作贡献
的工艺。TRIP钢进行双相区退火,形成铁素体
(下转第33页)
第1期
刘安翔等:4Cr2MoWVNi钢离子渗氮工艺研究33
于化合物硬脆,容易剥落,降低了渗层韧性;ε相层增厚后出现疏松,容易崩块,降低表层的使
#
用性能,所以18h处理的5试样耐磨性最好。
化学热处理能否有益于热疲劳抗力的提高不是由单一因素所控制的,而是同时受渗层的强度、硬度和塑性的制约。化学热处理能提高模具材料表面的高温强度和硬度,对抵抗热磨损和热疲劳裂纹的萌生有益,如果能降低渗层的脆性,使热应力有松驰的机会,那么就能延缓或停止热疲劳裂纹的扩展。总之,要使模具材料表面的强度和塑性有较理想的配合,才可能最终改善模具的热疲劳性能。18h的渗氮试样磨损实验结果说明,其强度和塑性达到了理想的配合。5 生产试验4Cr2MoWVNi钢在某厂用于制作连杆热锻模,经520℃+18h离子氮化后在热模锻压力机上投入5套模具,使用寿命为10360～14300件Π套,平均12822件Π套,而未氮化模具平均使用寿命为9105件Π套。4Cr2MoWVNi钢氮化后热锻模寿命是未氮化模具的115倍,模具正常失效形式均为热磨损。模具寿命延长,每锻件的生产成本下降,因而有着较高的经济效益和推广价值。6 结论
对4Cr2MoWVNi钢采用520℃-18h的离子渗氮处理,可以得到最佳的渗氮层化合物相组成及表面硬度。此时渗氮层内化合物层的厚度可达
μ215～3m,渗氮层总厚度可达0115mm左右,使
[12]
4Cr2MoWVNi模具钢的耐磨性明显提高,模具的
使用寿命提高为原来的115倍,在实际应用中取
得了良好的效益。
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收修改稿日期:2006208207
(上接第8页)
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收稿日期2006209212
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