热作模具钢的热裂行为研究

1.1 冷热疲劳实验装置及仪器

   热疲劳循环盐浴实验炉为功率20kW的电阻炉，最高加热温度1,000℃，配有温度自动控制柜仪，温度偏差±10℃，盐浴用直径ϕ200mm的石墨坩埚。

     在做冷热疲劳循环实验前，自制一个悬吊装置，来吊挂试样。装置由钢丝钢管制成，采用简易杠杆机构，如图1所示。

1.2 实验材料的制备

     图2是试样图纸，图3为试样实际照片。试样选用标准梅氏冲击试样。在试样吊空下方用线切割加工一条宽100微米的微裂纹。预计在试样的孔周围产生应力集中，经过冷热疲劳实验，将在孔下方微裂纹处产生失效。

1.3 热疲劳实验方法

    压铸模具失效主要原因为模具材料热疲劳失效及金属液对模具型腔表面腐蚀失效。热疲劳是由于压铸过程中模具反复经受激冷、激热所造成的热应力，导致逐渐产生裂纹，起形貌多数呈现网状，又称龟裂，也有呈放射状。这些在模具表面浅层中的微裂纹，一般可以修复掉。如果热疲劳裂纹深入基体内部，修模会导致模具尺寸超差，或者由于压铸过程中的机械应力或热冲击，热疲劳裂纹则扩展成宏观裂纹，致使模具损坏。热疲劳裂纹是由于3个因素产生的：温度循环应力、拉应力及塑性应变。因此降低温度循环幅、增加模具材料强韧性、形成表面压应力，均可推迟或延缓热疲劳裂纹的形成及扩展。从微观分析，热裂纹往往在晶界碳化物、夹杂物集中区域萌生。因此钢质洁净、显微组织均匀的优质热作模具有较高的热疲劳抗力。

     当试样淬入熔融的液态铜合金中，高温的液态金属与试样表面进行强烈的热交换，试样表面膨胀受阻而产生压缩热应力，当压缩热应力大于模具材料的压缩应力时，试样表面将发生塑性变形。在随后的冷却过程中情况正好相反，试样表面受拉应力，当应力超过模具材料的拉伸屈服强度时，又会产生拉伸的塑性变形。在一个实验循环中，试样经历压缩和拉伸的塑性变形。在此同时，铜合金液渗入试样中，产生对试样表面的腐蚀，加速了试样的失效。

     为了减少试样的氧化现象，又能达到压铸铜合金温度与室温的冷热循环目的，由实际生产中盐浴淬火的方法，降低氧化的途径。采用盐浴法冷热疲劳循环试验，实验流程如图4所示。

    中温盐浴试剂成分，BaCl2 含量70%、NaCl 含量30%，试剂标准为热处理专业标准ZBJ36007-88，如表1所示。

     盐浴热疲劳循环实验，加热温度800℃。先将两种盐混合均匀放入干燥的坩埚中，加热至800℃，盐熔化呈红热状，将试样由自制的吊挂装置吊入盐液中，保温30s取出，试样上略粘结盐晶，迅速浸入温水冷却，可实现在800℃～20℃循环急热急冷。结晶盐遇水脱落，擦干试样再次浸入盐液中，反复此过程500个周期，每次循环时间间隔一分钟。每100个周期将试样用金相砂纸轻轻打磨后，用200倍度数显微镜观察试样表面产生的热疲劳裂纹，包括裂纹产生的部位、走向和分布、裂纹条数及最长裂纹或主裂纹长度。

     整个过程近似模拟压铸循环过程中的模具环境。压铸过程从合模开始，当金属液浇入模具型腔开始算起，到开模取件，这段时间即作为热疲劳实验中试样在盐液中停留时间，而从取件开始，到下次合模浇铸，这段时间为清理模具，也作为热疲劳循环的间隔时间。

2.1 裂纹生长情况

    本次实验通过盐浴法来实现对压铸模具钢热裂纹失效观察及热疲劳性能的分析。首先把不锈钢试样进行淬火处理，淬火温度为1,100℃，然后观察在不同的回火温度下，经过不同的周期，热疲劳裂纹的生长情况。实验记录如表2所示。

     通过观察可以看到此钢在480℃到510℃之间裂纹的长度最小。通过对实验数据的分析，可知在相同的淬火温度下，回火温度低于480℃或者高于510℃都可以加快裂纹的生长速度，所以为了降低裂纹的扩展，在保证组织和其他性能的前提下应该尽量保持回火的温度在480℃到510℃之间。

     热疲劳裂纹长度和循环次数之间基本成线性关系。热疲劳裂纹扩展速度dα/dN受裂纹尖端热应力场的应力强度因子幅度ΔK 的控制。根据帕里斯公式：

     在裂纹扩展前期，裂纹长度α的增大一方面使裂纹扩展速度增大，但另一方面又引起局部约束的减小，产生热应力松弛，使裂纹扩展速度dα/dN降低。这两种相反的作用在裂纹稳态扩展时期相互抵消，使dα/dN近似等于常数。随着裂纹尺寸不断增加，直到裂纹对热应力松弛的作用占主导地位时，dα/dN开始下降。当热应力强度因子幅度被松弛到低于该材料的门坎值ΔKth时，裂纹停止扩展。

2.2 裂纹生长机理

     高温的熔化状态的盐与试样表面进行强烈的热交换，试样表面的温度迅速升高，试样内部仍处于低温，试样表面膨胀受阻而产生压缩热应力。当压缩热应力大于模具材料的压缩屈服应力时，试样表面将发生塑性变形。在随后的冷却过程中情况正好相反，试样表面受拉应力，当拉力超过模具材料的拉伸屈服强度时，又会产生拉伸的塑性变形。在一个实验循环过程中，试样经过拉伸和压缩两种塑性变形。最初热裂纹的产生是在当表面拉应力超出一临界值时开始形成，拉应力是压铸过程循环的热阶段塑性变形的结果。模具表面的温度交替足以产生一定的压应力导致试样缺口处的塑性变形，进而在低循环疲劳过程时，模具表面产生裂纹。

   用光学显微镜观察到的1,100℃淬火，480℃回火后裂纹图片，如图5所示。

     热疲劳裂纹有时也以突进的方式扩展。在三维热应力作用下，主裂纹前方及附近的高应变区可能出现一些次生裂纹。随着循环的持续，主裂纹和前方的次生裂纹同时长大，当主裂纹与次生裂纹之间的距离小于某临界值时，局部材料发生失稳，导致次生裂纹与主裂纹相通，使裂纹向前突进扩展，如图6所示。

     一般看来，热疲劳裂纹的产生为3个连续的阶段：微裂纹形成，裂纹迅速长大，延迟裂纹扩展。在起初的一些热循环周期后，裂纹形成，其中一些主裂纹继续往深度和长度方向扩展，而依附主裂纹的很多次生裂纹向各个方向扩展。

3

不锈钢试样与H13钢的对比 

     通过查看资料，H13钢的在1,100℃淬火，不同温度回火时裂纹生长情况如表3所示。

    参照前面表2，通过对比可以看出，在相同的淬火温度下，H13钢经过200个周期后出现了明显的裂纹，随着回火温度的增加，裂纹的生长速度有所减缓，回火温度在620℃时，裂纹长度为0.05mm。而新配制的不锈钢试样在150个周期时，没有裂纹，H13钢试样经过200个周期后，裂纹进入快速生长阶段，在510℃回火，300个周期时，裂纹长度已经接近0.45mm。对于新配制的不锈钢试样，经过了350个周期后，裂纹长度在0.1mm左右，经过400个周期后最短裂纹长度只有0.07mm。

     图7、图8分别是H13钢试样的疲劳裂纹和次生裂纹形貌，可以看出H13钢裂纹平直生长，并次生裂纹明显。结合图5、图6发现本次实验模具钢裂纹生长弯曲缓慢，并没有明显次生裂纹。

     经过分析可知在试样中由于加入了微量的硼和适量的铌，从而改善了钢的工艺性能和力学性能，使内部碳化物分布均匀，有助于减少裂纹源，从根本上提高模具材料的寿命。

     钢中加入微量硼，占0.006%，能够显著提高钢的淬透性，改善钢的工艺性能和力学性能，这是由于微量硼主要分布在奥氏体晶界上，导致晶界上的晶体缺陷减少，使奥氏体的分解速度减慢，增加淬透性。铌的加入量是0.3%。铌是强碳化物形成元素，形成碳化物的驱动力很大，比其他元素的碳化物更稳定，成分范围也很小，所形成的碳化物也是化学当量碳化物。同时，铌是细化晶粒的重要元素，尤其对奥氏体晶粒的细化和在结晶组织的细化作用是在微合金化钢中得到广泛应用的重要原因。

     盐浴热疲劳循环相当于在800℃下加热的反复淬火，其加热温度低于850℃，故加热时将会有碳化物析出。因此，各试样在最初的冷热循环阶段裂纹扩展速度差别不是很大，但实验过程中仍可看出各试样在相同循环次数下的裂纹长度有所增加。随着循环次数的增加，由于碳化物还会从基体中析出，且部分附集于所析出的碳化物上，使碳化物长大，且不均匀，这样在裂纹扩展过程中，一方面碳化物易在滑移带处析出，产生界面应力；另一方面较大颗粒的碳化物对位错的钉扎不利，故裂纹尖端随塑性区向前推移的过程中，大颗粒的碳化物又起到附加作用，从而对裂纹扩展速度的抑制作用不强。试样经过回火可得到细小的碳化物，钉扎位错，减弱位错之间的相互作用，减少形成空洞，从而可使热疲劳抗力得到提高。

      导热率是决定抗疲劳性能的一个重要因素。因为在压铸过程中，热应变是由于迅速加热和冷却引起的，在试样中会产生温度梯度，导热率高会使温度梯度减小，因而使热应变也减小，间接提高模具材料的抗疲劳强度。

     线膨胀系数也是影响模具疲劳性能的一个因素，热应变或热应力的大小和材料的线膨胀系数成正比。

     热稳定性也是衡量模具钢性能的一个重要指标，试样钢经过1,050℃淬火后在不同的温度下回火2h，与H13钢的硬度进行对比，结果如表4所示。

     可知在淬火温度相同的条件下，随着回火温度的提高，两种模具钢试样硬度呈下降趋势。相比而言，在550℃保温2h，试样钢的热稳定性优于H13钢，其硬度值为43HRC，要高于H13钢3HRC。

     在实际的压铸过程中，铜合金液对模具的影响作用十分明显。高温的液态金属快速冲蚀模具表面，大大降低了模具的使用寿命，故把试样进行渗铜处理。

5.1 渗铜试样的制备

     把经过1,050℃淬火的模具钢试样线切割成5组10个标准的梅氏冲击试样，在不同的温度下回火。为了与未渗铜件对比，选择的回火温度分别为420℃、480℃、510℃、550℃、620℃。把回火后的试样放入HPb59-1铜合金液中进行渗铜，时间为4h，用数码相机拍摄的渗铜件原始形貌如图9所示。

     由图9可看出，本次渗铜实验试样已完全侵入铜液，表面氧化，铜液残余物覆盖明显。

    图10为渗铜表面的金相微观图片。从图10可以看出试样表面出现大量的腐蚀坑，可见铜液对模具钢的侵蚀作用的明显的。

5.2 渗铜过渡区域分析

     由图11可以看出渗铜过渡部分大致可以分为A、B、C、D 4个区域，侵蚀程度依次减弱。由图12、图13、图14及表5可以明确的看出，渗铜过渡部分各区域的Fe、Cu两种元素含量的依次变化。

5.3 沉淀硬化不锈钢渗铜试样的失效分析

    沉淀硬化不锈钢渗铜试样在最初的150个周期里没有发现明显的裂纹出现，在第200个周期开始出现微细裂纹，在240个周期时，通过显微镜的观察可以看到裂纹开始出现，约为0.2mm不同的回火温度，裂纹形貌略有不同。

     图15、图16、图17 所展示的是时效温度分别为420℃、480℃、510℃、550℃、620℃的渗铜试样，在240个热疲劳循环周期出现的裂纹形貌。可见在不同时效温度下，模具钢的热疲劳性能也是不一样的。

     对于裂纹在前250个周期的生长，可以认为是疲劳裂纹扩展的第一个阶段，当疲劳裂纹的核心一旦在试样表面滑移带或缺陷处，晶界上形成后，立即沿滑移带的主滑移面向金属内部伸展，此滑移面的取向大致与正应力呈45°交角。当裂纹遇到晶界时，其位向稍有偏离，但就裂纹宏观平面的总体来说，仍保持与应力轴呈45°交角。第一阶段裂纹总是沿着最大切应力方向的滑移面扩展。

     第二阶段裂纹依第一阶段方式扩展一点距离后，将改变方向，沿与正应力相垂直的方向扩展。此时正应力对裂纹的扩展产生重大影响，使裂纹快速生长，这就是裂纹扩展的第二阶段，也就是在250个周期后，裂纹的生长速度加快。

     一般来说，第一阶段的裂纹扩展深度很先浅，但它对疲劳寿命的贡献却随着疲劳应力的不同有很大的不同，第一阶段扩展在疲劳总寿命中所占的比例较低。而第二阶段才是裂纹扩展的主要阶段。

      热疲劳裂纹虽属于穿晶-沿晶混合型，但主要是沿晶断裂，在裂纹附近有晶粒碎化现象。由于裂纹面被氧化腐蚀，在高温和氧化的作用下，条纹不如在空气中的清晰，并且伴有大量的氧化腐蚀坑。由于晶界强度随温度的上升而下降，并且比晶粒强度下降的更快，所以一般认为达到某一温度以上，金属材料的断裂主要决定于晶界断裂。而晶界的局部氧化对裂纹的形成和扩展起着重要的作用。

5.4 渗铜件与非渗铜件的对比

     在两种试验条件下，渗铜腐蚀对热疲劳寿命的影响是产生不同裂纹形貌特征的原因。图18和图19分别是未经铜腐蚀和经过铜腐蚀的热疲劳裂纹形貌对比。可以看出经过渗铜腐蚀的试样经盐浴热疲劳循环后裂纹尖角明显，裂纹处的氧化现象十分严重，这样便使得裂纹萌芽区域增大，裂纹生长速度加快。

     对裂纹源尖角处成分扫描分析可知，在压铸过程中，随着铜合金液对模具型腔的冲蚀，铜合金液逐渐渗入到模具材料内部，与钢中晶间组织结合，形成铁铜共聚物，这种共聚物以Fe、Cu、O、Cr、Si、Mo为主是一种脆化相，与铝合金压铸模具实效时产生的铝酸铁相似。当模具表面受到急冷急热，这种脆化相处应力集中产生位错空洞，形成裂纹源。随着压铸过程中铜的不断渗入，裂纹源内部还会有大量脆化相产生，因此加速了主裂纹的生长及次生裂纹的形成。

5.5 渗铜模具钢试样与H13钢失效分析对比

    表6为经过渗铜的模具钢试样在1,050℃固溶，不同温度时效温度时裂纹生长情况。

    通过查看资料，H13钢的在1,100℃淬火，不同温度回火时裂纹生长情况如表7所示。

    通过表6、表7对比并结合图20可以看出，在相同的淬火温度下，H13钢经过150个周期后出现了明显的裂纹，随着回火温度的增加，裂纹的生长速度有所减缓，回火温度在640℃时，裂纹长度为0.52mm。而新配制的模具钢试样在150个周期时，没有观察到明显裂纹。H13钢试样经过200个周期后，裂纹进入快速生长阶段，在560℃回火时，裂纹长度已经接近3mm。对于新配制的模具钢试样，经过了350个周期后，裂纹长度只有0.3mm左右。

     盐浴热疲劳循环相当于在800℃下加热的反复淬火，其加热温度低于850℃，故加热时将会有碳化物析出，因此，各试样在最初的冷热循环阶段裂纹扩展速度差别不是很大，但实验过程中仍可看出各试样在相同循环次数下的裂纹长度有所增加。随着循环次数的增加，由于碳化物还会从基体中析出，且部分附集于所析出的碳化物上，使碳化物长大，且不均匀，这样在裂纹扩展过程中，一方面碳化物易在滑移带处析出，产生界面应力；另一方面较大颗粒的碳化物对位错的钉扎不利，故裂纹尖端随塑性区向前推移的过程中，大颗粒的碳化物又起到附加作用，从而对裂纹扩展速度的抑制作用不强。试样经过回火可得到细小的碳化物，钉扎位错，减弱位错之间的相互作用，减少形成空洞，从而可使热疲劳抗力得到提高。

     图21是渗铜模具钢与H13钢渗铜形貌对比，可以清楚的看出两者裂纹生长形状明显不同。本次实验模具钢裂纹，呈曲线波浪型分布，而H13裂纹走向过于平直，性能过脆，并且对热应力十分敏感。本次试验模具钢，热疲劳性能明显好于H13钢。

（1）通过采用热疲劳循环试验，研究压铸模具钢的抗疲劳性能，其优点是加热形式为盐液与试样直接接触加热，在熔剂加热的形式下能达到急速加热的效果，试样不容易被氧化烧损。

（2）在一个实验循环过程中，试样经过拉伸和压缩两种塑性变形。拉应力是压铸过程循环的热阶段塑性变形的结果，模具表面的温度交替足以产生一定的压应力导致试样缺口处的塑性变形，模具表面产生热裂纹。

（3）热疲劳裂纹长度和循环次数之间基本成线性关系，渗铜后的试样裂纹出现的时间要比非渗铜试样提前100个循环周期，且裂纹的扩展速度明显快于非渗铜试样，试样在1,100℃淬火，640℃回火的热处理条件下，经过400个周期后，裂纹长度为1.16mm。

（4）与H13钢相比较，在相同的淬火、回火温度下，H13钢经过150个周期后出现了明显的裂纹，配制模具钢试样在150个周期时。H13钢在560℃回火时，经过250个周期后，裂纹长度为2.83mm，配制的模具钢试样，经过了250个周期后，裂纹长度只有0.3mm左右。

（5）在淬火温度相同的条件下，随着回火温度的提高，模具钢试样硬度呈下降趋势。在630℃回火，保温2h后，模具钢试样的热稳定性优于H13钢，其硬度值为50HRC，要比H13钢高6.9HRC。