h13鋼組織控制和設(shè)計

h13鋼組織控制和設(shè)計

1料的組織控制材料的性能取決于材料的成分和組織。材料研究已獲得大量關(guān)于組織-性能之間的內(nèi)在聯(lián)系。為得到設(shè)想的性能,必須對材料的組織在加工過程(冶煉、澆鑄、成形和熱處理等)中加以控制。為創(chuàng)造特殊性能的材料,如超高強度鋼,應(yīng)用已知組織-性能之間的規(guī)律,目前也能對其理想的組織作初步設(shè)計。本文僅以熱作模具鋼和高強度鋼為例,分別闡述鋼的組織控制與設(shè)計;深切期望我國材料工作者重視總結(jié)現(xiàn)有知識,應(yīng)用于材料的組織控制和設(shè)計,為我國材料產(chǎn)業(yè)的自主創(chuàng)新作出應(yīng)有的貢獻。2試驗材料及組織H13模具鋼(我國的牌號為4Cr5MoSiV)為國際普遍采用的熱作模具鋼,廣泛應(yīng)用于鋁合金壓鑄模,但目前國內(nèi)生產(chǎn)的H13鋼的使用壽命最高僅5萬模次,而由瑞典Uddeholm生產(chǎn)的H13鋼(8407鋼)壽命為20萬模次。經(jīng)上海大學(xué)材料學(xué)院吳曉春課題組分析,除Uddeholm廠應(yīng)用保護氣氛電渣重熔,控制磷和硫的含量(分別為0.009%及0.0005%),較我國寶鋼特殊鋼分公司生產(chǎn)(應(yīng)用普通電渣重熔)的普通H13鋼中含磷硫量(分別為0.018%和0.005%)大為降低外,組織控制是決定性因素。粗大的共晶碳化物和二次碳化物在晶界聚集(局部處連成鏈狀碳化物)以及成分偏析,尤其是模塊心部組織不均勻,致使沖擊韌性下降,以及模塊橫向和縱向性能的差異大,如國產(chǎn)普通H13鋼模塊心部橫向的沖擊韌性只有縱向的0.2～0.3,而8407鋼達到0.6～0.8。該課題組與寶鋼特殊鋼分公司合作推出優(yōu)質(zhì)H13鋼,系將H13鋼錠在大氣下電渣重熔,稱SWPH(ESR)或在氬氣保護氣氛下電渣重熔,稱SWPH(PESR),電渣錠經(jīng)1260℃高溫均勻化處理,二次以上多向鍛造,1100℃固溶,等溫球化退火或820℃高溫回火。與普通H13鋼(經(jīng)電渣重熔,1100℃開始作多向鍛造,再經(jīng)等溫球化退火)及進口材料(Uddeholm產(chǎn)的ASSAB8407鋼模塊)作退火狀態(tài)及淬火回火態(tài)(1025℃真空油淬及600℃回火二次)的組織及性能比較,得如下結(jié)果。表1列出所用試驗鋼的化學(xué)成分。圖1(a)～(d)表示不同H13鋼退火態(tài)和淬火回火態(tài)模塊橫向心部的顯微組織。寶鋼特鋼的普通H13鋼心部組織不均勻,存在粗大的共晶碳化物和成分偏析,退火態(tài)組織中二次碳化物分布極不均勻,多聚集在晶界處,并且在局部地方連成鏈狀碳化物。共晶碳化物和二次碳化物在晶界聚集強烈影響模塊的沖擊韌性,成分偏析造成模塊橫向與縱向力學(xué)性能的差異。經(jīng)過均勻化處理的優(yōu)質(zhì)SWPH13(ESR和PESR)模塊退火態(tài)組織均勻,沒有共晶碳化物,二次碳化物呈球狀均勻地分布在鐵素體基體上;淬火回火態(tài)組織為回火馬氏體,沒有明顯的成分偏析。ASSAB8407模塊組織表里均勻,退火態(tài)組織中二次碳化物分布均勻,無網(wǎng)鏈狀碳化物存在,淬火回火態(tài)組織中晶粒大小均一。寶鋼特鋼普通H13、優(yōu)質(zhì)SWPH13(ESR和PESR)和ASSAB8407模塊表面和心部退火態(tài)硬度基本相同。寶鋼特鋼普通H13、優(yōu)質(zhì)SWPH13(ESR和PESR)和ASSAB8407模塊縱向表面、縱向心部、橫向表面、橫向心部四個部位退火態(tài)的沖擊功見圖2。圖3為寶鋼特鋼普通H13、優(yōu)質(zhì)SWPH13(ESR和PESR)和ASSAB8407模塊縱向表面、縱向心部、橫向表面、橫向心部四個部位淬火回火態(tài)無缺口試樣沖擊功的比較。從模塊各個部位的沖擊功數(shù)值可以看出,各個模塊縱向試樣的沖擊功幾近相同,但橫向試樣的沖擊功相差較大。退火狀態(tài)下,寶鋼普通H13模塊橫向心部試樣沖擊功最低,不及其它幾個模塊的50%,高溫回火SWPH13模塊的硬度偏高、韌性較差,ASSAB8407模塊橫向心部試樣沖擊功最高。硬化狀態(tài)下,寶鋼普通H13模塊的縱向與橫向的沖擊功相差較大,特別是在橫向心部,其沖擊功只有表面的30%左右;而ASSAB8407鋼,模塊表面試樣的沖擊韌性的橫縱比(橫向沖擊功/縱向沖擊功)在0.7到1.0之間,顯示良好的等向性。寶鋼普通H13經(jīng)改善生產(chǎn)工藝,引入高溫均勻化和超細化處理,再采用適當(dāng)?shù)能浕幚砜苫鞠簿蓟?并改善成分偏析,從而提高模塊各個部位的沖擊功,提高模塊的等向性。SWPH13(ESR)和SWPH13(PESR)模塊表面試樣的沖擊韌性橫縱比達接近1,SWPH13(ESR)模塊心部試樣的沖擊韌性橫縱比達到了0.7;SWPH13(PESR)模塊心部試樣的沖擊韌性橫縱比達到0.8。圖4示寶鋼特鋼普通H13、優(yōu)質(zhì)SWPH13(ESR)和ASSAB8407模塊淬火回火態(tài)的拉伸性能的比較。寶鋼特鋼普通H13、優(yōu)質(zhì)SWPH13(ESR)和ASSAB8407模塊各個部位的強度指標(biāo)(屈服強度、抗拉強度)基本相同,但反映材料塑性性能的指標(biāo)(延伸率、斷面收縮率)則有一定差別。寶鋼普通H13模塊橫向心部的延伸率和斷面收縮率偏低,塑性較差。經(jīng)過均勻化處理后優(yōu)質(zhì)SWPH13(ESR)塑性有較大提高,而且還提高了橫縱比,使其性能達到ASSAB8407模塊的水平。熱疲勞試驗所用材料為普通H13鋼、SWPH13鋼(經(jīng)過高溫均勻化和超細化處理)和8407。試驗材料均在1025℃真空淬火,610℃回火二次,每次回火2h,回火后硬度均在HRC46±1。每種材料準(zhǔn)備3個熱疲勞試樣,分別經(jīng)過600、1000、2000、3000次冷熱循環(huán)(室溫～700℃)后用10%鹽酸溶液洗去表面氧化層,用體式顯微鏡觀察裂紋形貌,并用計算機計算熱疲勞裂紋損傷因子;每個試樣經(jīng)過3000次冷熱循環(huán)后在裂紋最密集處沿橫截面剖開,測量裂紋深度。損傷因子D定義如下:其中A為熱疲勞裂紋面積;W為主裂紋寬度;L為表面裂紋總長度。經(jīng)過600次冷熱循環(huán),各個試樣表面都不同程度出現(xiàn)細裂紋,但裂紋形態(tài)略有差異,普通H13和SWPH13(ESR)裂紋帶有方向性,且普通H13已形成3條貫穿的主裂紋,8407和SWPH13(PESR)的裂紋都非常細小,呈網(wǎng)狀分布。循環(huán)次數(shù)到了1000次,普通H13的主裂紋已非常明顯,且已開始擴展,此時其它幾個試樣的裂紋還處于相對穩(wěn)定的緩慢擴展期。2000次以后,普通H13裂紋快速擴展,裂紋寬度明顯大于其它試樣,3條主裂紋貫穿表面,由于形成粗大的主裂紋,將引起致命損傷。圖5示出不同H13模塊試樣3000周次的熱疲勞裂紋形貌。圖6系各試樣經(jīng)過3000次冷熱循環(huán)后裂紋最密處橫截面的裂紋深度及形貌。各試樣熱疲勞裂紋深度統(tǒng)計值見表2。表中列出了每個試樣5條最深的裂紋深度,并計算它們的平均值,同時統(tǒng)計每個試樣的熱疲勞裂紋總數(shù)。其中SWPH13(PESR)試樣裂紋數(shù)目最少,5條裂紋的平均深度也是最小的?？梢奌13鋼經(jīng)過高溫均勻化,熱疲勞性能得到提高;8407試樣各條裂紋深度比較平均,沒有產(chǎn)生特別深的裂紋,即各裂紋均衡擴展,因此疲勞性能較好。圖7所示普通H13、SWPH13鋼和8407鋼熱疲勞的表面裂紋損傷因子的比較?？梢娊?jīng)過工藝改善的SWPH13其損傷因子不高于8407,即新工藝顯著提高H13鋼的熱疲勞性能。組織控制對保證材料性能和延長使用壽命可見一斑。3氫脆材料的應(yīng)變?yōu)楣?jié)約能源和原材料,研發(fā)高強度結(jié)構(gòu)鋼已為舉世所矚目。決定淬火回火鋼(馬氏體型鋼)力學(xué)性質(zhì)的組織為:原奧氏體的晶粒大小,馬氏體亞結(jié)構(gòu)的類型和大小,位錯密度(隨含碳量的增加而增高),碳化物的尺寸、分布及其與亞結(jié)構(gòu)的交互作用,及其殘余奧氏體含量、分布和穩(wěn)定性等。這些在拙著中已作較詳闡述?，F(xiàn)擇要列舉并作一些補充。鋼的高形變強化不在本文討論之列。鋼中馬氏體的強化主要為碳的固溶強化,尤其是在低Ms溫度的Fe-Ni-C中。Kelly和Nutting在1960年由電鏡確定Fe-C馬氏體的亞結(jié)構(gòu):低碳(<0.6%C)為位錯,高碳(>0.6%C)為孿晶,并測得它們的顯微硬度,如圖8所示;圖中直線虛線指碳的固溶強化,硬度試驗值較此線為高,指示亞結(jié)構(gòu)與碳交互作用的附加影響,由圖可見,孿晶對強化作用較大(>0.8%C的強化變?nèi)跸涤捎跉堄鄪W氏體量較高所致)。其他未經(jīng)時效的Fe-Ni-C及Fe-Cr-C中都有類似的情況,如圖9所示。一般碳鋼由于Ms溫度較高,在經(jīng)淬火時往往產(chǎn)生滲碳體,或碳擴散至位錯或馬氏體邊界的應(yīng)變區(qū)。圖10為Fe-Ni-C馬氏體的強度和韌性隨含碳量和Ms溫度之間的關(guān)系(Ms溫度較高的,易產(chǎn)生滲碳體)。43XX鋼(含不同碳+0.80Cr-1.80Ni-0.25Mo鋼)馬氏體的強度主要決定于應(yīng)變硬化,淬火時碳原子的再分布及動態(tài)應(yīng)變時效,而不直接決定于碳含量。圖11和圖12分別表示奧氏體晶粒大小和馬氏體領(lǐng)域大小對淬火合金屈服強度的影響。馬氏體領(lǐng)域大小直接和原奧氏體晶粒大小有關(guān)。圖11和圖12都顯示Hall-Petch的強度概念。由圖12可見,含碳的Fe-0.2C合金因馬氏體領(lǐng)域減小,導(dǎo)致強化率比不含碳的Fe-Mn為大,據(jù)Krauss的分析,認(rèn)為是由于碳偏聚于馬氏體引起更大強化所致。位錯馬氏體具較高韌性,其主要原因在于馬氏體條間形成薄層(幾個納米厚)條狀殘余奧氏體,如圖13;孿晶亞結(jié)構(gòu)馬氏體,如圖14,形變困難,致韌性很差。在相同的屈服強度下,孿晶馬氏體的韌性較位錯馬氏體低得多,如圖15和圖16所示。高碳馬氏體很脆,因此含碳量較高鋼的焊接性能(粗大晶粒及高碳馬氏體)很差。鋼在淬火時未溶解的碳化物和夾雜物呈粗大、緊密排列,有時呈伸長或片狀,都會成為微裂縫之源,不利展性斷裂。(4340鋼及含硼0.35C鋼經(jīng)高溫淬火,使碳化物溶解,MnS呈球狀,增大夾雜物間距,會顯著提高韌性)。