董晨輝，吳博雅，曾 艷，吳曉春*

（1 上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444；2 上海大學(xué) 省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)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(zhǎng)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(wěn)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(qiáng)性和高溫硬度，而具有高熱強(qiáng)性的材料，熱穩(wěn)定性和疲勞性能往往也好。Chen 等［5］研究發(fā)現(xiàn)添加Co 后，加強(qiáng)了對(duì)位錯(cuò)滑動(dòng)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(qiáng)化作用能夠有效抑制馬氏體組織回復(fù)與再結(jié)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(shí)發(fā)現(xiàn)Co 的加入能夠抑制σ 相的沉淀，而σ 相的沉淀率會(huì)對(duì)顯微硬度造成很大的影響。An 等［8］系統(tǒng)研究了Co 對(duì)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(qiáng)了枝晶的重熔和應(yīng)力的積累，使晶粒得到細(xì)化，并擴(kuò)大了臨界過冷范圍?？傮w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(fù)與再結(jié)晶，提升鋼的抗蠕變力，能在承受循環(huán)載荷時(shí)抵抗更大的應(yīng)力［5-11］。

長(zhǎng)期以來，國(guó)內(nèi)壓鑄行業(yè)主要采用4Cr5Mo2V（DIEVAR）鋼作為壓鑄模具材料，對(duì)高性能壓鑄模具材料的研究不多，為了應(yīng)對(duì)日益復(fù)雜的實(shí)際工況，迫切需要熱機(jī)械疲勞性能更好的模具材料。SDHC（4Cr5Mo2VCo ）由上海大學(xué)模具鋼團(tuán)隊(duì)研制，在4Cr5Mo2V 鋼基礎(chǔ)上，添加非碳化物形成元素Co，提高了鋼的熱強(qiáng)性、熱穩(wěn)定性和熱機(jī)械疲勞性能。

熱機(jī)械疲勞（TMF）是造成熱龜裂的主要原因，而在影響材料熱機(jī)械疲勞行為的因素中，應(yīng)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(yīng)變幅對(duì)新型壓鑄模具鋼熱機(jī)械疲勞性能的影響變得更有意義。本文從應(yīng)變幅的角度入手，通過基于拉壓對(duì)稱應(yīng)變控制模式的TMF 實(shí)驗(yàn)，研究了SDHC 鋼在不同機(jī)械應(yīng)變幅下的熱機(jī)械疲勞行為和微觀組織演變規(guī)律，為新型壓鑄模具鋼服役性能的評(píng)估提供理論依據(jù)。

1 試樣制備與實(shí)驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

實(shí)驗(yàn)材料為球化退火態(tài)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(xué)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(shí)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(jì)測(cè)定其硬度，在不同區(qū)域分別測(cè)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(tài)和回火態(tài)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(shí)驗(yàn)方法

根據(jù)ASTM E2368—2010 標(biāo)準(zhǔn)的試樣要求，將試驗(yàn)鋼加工成標(biāo)準(zhǔn)熱機(jī)械疲勞試樣（如圖2 所示），標(biāo)距（受TMF 作用區(qū)域）尺寸?6 mm×36 mm。采用Landmark 370.10 軸向拉壓熱機(jī)械疲勞液壓伺服試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行TMF 實(shí)驗(yàn)。測(cè)試過程、實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)和反饋溫度由FlexTest 40 計(jì)算機(jī)輔助主控制系統(tǒng)控制。試樣標(biāo)距部分由感應(yīng)線圈加熱，由K 型熱電偶測(cè)量實(shí)時(shí)溫度，控制精度為±3 ℃。機(jī)械應(yīng)變由高溫陶瓷引伸計(jì)控制，應(yīng)變幅范圍可控制在2%以內(nèi)。實(shí)驗(yàn)后，使用壓縮空氣冷卻試樣標(biāo)距部分。熱機(jī)械應(yīng)變循環(huán)溫度選擇200～600 ℃，相位角選擇反相（OP，即機(jī)械應(yīng)變達(dá)到最高值時(shí)，溫度達(dá)到最低值，反之亦然），應(yīng)變幅（Δεm/2）分別取0.7%，0.9%和1.1%。機(jī)械應(yīng)變比Rε＝εmin/εmax＝-Rε＝-1，其中，εmin和εmax分別為最小和最大熱機(jī)械應(yīng)變。負(fù)載使用機(jī)械應(yīng)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(yàn)后，對(duì)試樣微觀組織進(jìn)行觀察，分別采用薄片和碳膜復(fù)型的方式制取透射電鏡（TEM）樣品。薄片樣品制備流程為：在標(biāo)距裂紋處用線切割切取?6 mm×10 mm 的圓柱，再將圓柱對(duì)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(fù)型樣品制備流程為：將半圓柱試樣經(jīng)4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，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(fā)沉積一層厚度為數(shù)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(wǎng)撈取碳膜并置于日光燈下烘干，得到碳膜復(fù)型樣品。采用JEM-2100F 場(chǎng)發(fā)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(cuò)形態(tài)及碳化物形貌、大小及分布。

為了反映不同應(yīng)變幅下材料的位錯(cuò)密度，進(jìn)行XRD 實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)流程為：對(duì)試樣進(jìn)行輕微機(jī)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(yīng)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(duì)樣品進(jìn)行廣角連續(xù)掃描。利用CuKα1 作為銅靶，采取步進(jìn)式，步長(zhǎng)為0.02°，掃描范圍為30°～110°，掃描速度為4 （°）/min。實(shí)驗(yàn)后結(jié)合Williamson-Hminall Plot 多線條法和Warren-Averbach傅氏分析法對(duì)位錯(cuò)密度進(jìn)行計(jì)算。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)力-應(yīng)變滯后回線

圖3 為SDHC 鋼在0.7%，0.9%，1.1%應(yīng)變幅下的半壽命周期滯后回線，在整個(gè)循環(huán)過程中曲線關(guān)于原點(diǎn)呈非對(duì)稱分布。在不同應(yīng)變幅（0.7%，0.9%，1.1%）下最大拉應(yīng)力分別為783.23，1043.16 MPa 和1012 MPa，最大的壓應(yīng)力分別為-490.21，-582.67MPa 和-640.88 MPa?？傮w來看，應(yīng)變幅值越大，受到的拉壓應(yīng)力越大，說明應(yīng)變幅的大小是造成熱機(jī)械疲勞的關(guān)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(huán)線面積越大，材料的損耗越大，軟化現(xiàn)象也越嚴(yán)重。隨著應(yīng)變幅的增加，滯后環(huán)線的面積也隨之增大，說明SDHC 鋼在高應(yīng)變幅下的損傷情況更嚴(yán)重。

圖3 不同應(yīng)變幅下SDHC 鋼熱機(jī)械疲勞應(yīng)力-應(yīng)變滯后回線Fig.3 Thermal-mechanical fatigue stress-strain lag loop of SDHC steel under different strain amplitudes

2.2 應(yīng)力循環(huán)響應(yīng)行為

圖4 為不同應(yīng)變幅下SDHC 鋼的循環(huán)響應(yīng)曲線根據(jù)文獻(xiàn)［17］和圖4 可知SDHC 鋼的疲勞循環(huán)軟化可大致分為不穩(wěn)定階段、持續(xù)軟化階段和失效階段。當(dāng)實(shí)驗(yàn)開始時(shí)，試樣受到溫度和機(jī)械載荷的循環(huán)作用，其組織變形的同步響應(yīng)需要少量時(shí)間來適應(yīng)，即曲線上升階段；在試樣適應(yīng)循環(huán)響應(yīng)后，受到熱應(yīng)力和機(jī)械應(yīng)變的共同作用，材料發(fā)生軟化，曲線持續(xù)下降；當(dāng)達(dá)到一定循環(huán)周次后，曲線迅速下降，此時(shí)材料發(fā)生失效，實(shí)驗(yàn)結(jié)束。結(jié)合圖3 和圖4 可知，當(dāng)應(yīng)變幅（Δεm/2）從0.7%增加到1.1%時(shí)，壽命周期下降了約400 周次。結(jié)果表明，當(dāng)材料受到更大的應(yīng)變幅作用時(shí)，其能量損耗增大，壽命周期變短。隨著循環(huán)的進(jìn)行，拉壓應(yīng)力持續(xù)減少，此過程中材料不斷發(fā)生軟化現(xiàn)象，這是導(dǎo)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(wěn)擴(kuò)展，最后發(fā)生開裂的一個(gè)過程，應(yīng)變幅值越大，材料在實(shí)驗(yàn)過程中產(chǎn)生的塑性變形越大，損傷失效情況也越嚴(yán)重，并造成拉壓應(yīng)力的不對(duì)稱。

圖4 不同應(yīng)變幅下SDHC 鋼的循環(huán)響應(yīng)曲線Fig.4 Cyclic response curves of SDHC steel under different strain amplitudes

2.3 位錯(cuò)組態(tài)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(cuò)，當(dāng)位錯(cuò)密度較高的材料受到周期性的循環(huán)載荷時(shí)，位錯(cuò)會(huì)發(fā)生重排，從而產(chǎn)生低能量的位錯(cuò)［13］。在循環(huán)載荷作用力下，位錯(cuò)會(huì)發(fā)生往復(fù)滑移，異號(hào)位錯(cuò)之間發(fā)生湮滅，導(dǎo)致位錯(cuò)密度下降，屈服強(qiáng)度變小，材料發(fā)生軟化［14-16］。

圖5 是不同應(yīng)變幅下SDHC 鋼的位錯(cuò)組態(tài)，可以看出，在進(jìn)行TMF 實(shí)驗(yàn)后，仍存在大量的位錯(cuò)纏結(jié)。當(dāng)應(yīng)變幅為0.7%時(shí)，大量位錯(cuò)纏結(jié)交錯(cuò)分布。當(dāng)應(yīng)變幅為0.9%時(shí)，位錯(cuò)纏結(jié)面積變小，但仍存在很多的位錯(cuò)纏結(jié)。當(dāng)應(yīng)變幅為1.1%時(shí)，位錯(cuò)纏結(jié)進(jìn)一步減少，與前兩者相比，可以明顯地看到位錯(cuò)的消失?？梢娛┘拥臋C(jī)械載荷是驅(qū)動(dòng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的重要原因之一，應(yīng)變幅值越大，施加的載荷力越大，位錯(cuò)變化程度越大?？傮w來說，應(yīng)變幅增加時(shí)，纏結(jié)的位錯(cuò)逐漸散開，變成細(xì)長(zhǎng)狀或小面積偏聚為主。

圖5 不同應(yīng)變幅下SDHC 鋼的位錯(cuò)組態(tài) （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(cuò)的變化，對(duì)不同應(yīng)變幅加載后的疲勞試樣進(jìn)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(fā)生偏移，這可能是衍射峰的半高寬發(fā)生了變化導(dǎo)致的。此外，對(duì)（200）峰放大，如圖6（b）所示，可以看到應(yīng)變幅值越大時(shí)，峰越高且寬，對(duì)應(yīng)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(jīng)過XRD 實(shí)驗(yàn)后可得各組試樣的2θ和FWHM值，通過WH 擬合方法計(jì)算可求得在熱機(jī)械疲勞試驗(yàn)后試樣的平均位錯(cuò)密度和亞晶粒的變化。圖7 為平均亞晶粒尺寸和位錯(cuò)密度與應(yīng)變幅之間的關(guān)系曲線?？梢钥闯?，應(yīng)變幅值增加時(shí)，SDHC 的平均亞晶粒變小。當(dāng)應(yīng)變幅為1.1%時(shí)的平均亞晶粒尺寸僅有應(yīng)變幅為0.9%時(shí)的58%，因此，應(yīng)變幅更大時(shí)亞晶粒尺寸下降得更快。當(dāng)應(yīng)變幅為0.7%時(shí)，位錯(cuò)密度最高，為2.439×1015m-2。當(dāng)應(yīng)變幅為0.9%時(shí)，位錯(cuò)密度為2.420×1015m-2，位錯(cuò)密度的變化并不是很大。但當(dāng)應(yīng)變幅為1.1%時(shí)，位錯(cuò)密度僅為1.46×1015m-2，下降幅度較大，說明高應(yīng)變幅對(duì)組織中位錯(cuò)密度的影響較大。

圖7 平均亞晶粒尺寸、位錯(cuò)密度與應(yīng)變幅關(guān)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(yīng)變幅下SDHC 在TMF實(shí)驗(yàn)后的碳化物變化，采用碳膜復(fù)型制樣并進(jìn)行TEM 實(shí)驗(yàn)，具體結(jié)果如圖8所示。當(dāng)應(yīng)變幅為0.7%時(shí)，碳化物呈彌散分布，出現(xiàn)了明顯的偏聚現(xiàn)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(guī)則顆粒狀碳化物M23C6。當(dāng)應(yīng)變幅為0.9%時(shí)，碳化物數(shù)量減少，多為棒狀碳化物M7C3和不規(guī)則碳化物M23C6，存在少量橢圓形碳化物MC。當(dāng)應(yīng)變幅為1.1%時(shí)，碳化物數(shù)量進(jìn)一步減少，且以不規(guī)則碳化物M23C6為主?？梢钥吹剑?dāng)應(yīng)變幅增加時(shí)，MC 型碳化物尺寸明顯變小。結(jié)合文獻(xiàn)［17］可知，在TMF 循環(huán)過程中，M7C3周圍的M2C會(huì)不斷消失，而M2C回溶提供了充足的C，促使M7C3進(jìn)一步析出與長(zhǎng)大。隨著循環(huán)次數(shù)不斷增加，處于亞穩(wěn)態(tài)的細(xì)桿狀M7C3會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)態(tài)的粗桿狀M7C3或不規(guī)則狀M23C6，而M7C3與基體α-Fe不存在共格關(guān)系，會(huì)在位錯(cuò)或晶界處析出，這也會(huì)失去其彌散強(qiáng)化作用，使材料不斷軟化。

圖8 不同應(yīng)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(duì)得到的數(shù)十張TEM 照片展開分析，對(duì)組織中碳化物的尺寸進(jìn)行測(cè)量，并染色分析不同尺寸碳化物所占的數(shù)量比，從而比較三種應(yīng)變幅下碳化物數(shù)量與大小的變化，結(jié)果如表2 所示。當(dāng)應(yīng)變幅為0.7%時(shí)，尺寸大于50 nm 的碳化物數(shù)量占比達(dá)15.94%，要大于應(yīng)變幅分別為0.9%和1.1%時(shí)的12.5%和8.05%。低應(yīng)變幅時(shí)，大尺寸碳化物的數(shù)量更多，碳化物的析出與粗化更嚴(yán)重，可能是由于應(yīng)變幅較低時(shí)，受到熱應(yīng)力和機(jī)械應(yīng)力的作用時(shí)間更長(zhǎng)，析出動(dòng)力和長(zhǎng)大動(dòng)力更大，從一定程度上也可以說明此時(shí)溫度和持續(xù)時(shí)間的作用影響大于機(jī)械應(yīng)變幅。在高應(yīng)變幅下的試樣組織中存在更多細(xì)小的碳化物，這是由于相對(duì)較短的循環(huán)周次，導(dǎo)致析出的碳化物未來得及粗化?？傮w來說，隨著應(yīng)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(yīng)變幅下能保持更好的抗軟化能力的原因。

表2 不同應(yīng)變幅下不同尺寸碳化物統(tǒng)計(jì)Table 2 Statistics of different sizes of carbides under different strain amplitudes

采用高分辨TEM 自帶的EDS，對(duì)顯微組織進(jìn)行了面掃描分析，得到不同應(yīng)變幅下SDHC 鋼中碳化物的形貌、數(shù)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(guī)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(qiáng)化作用，聚集分布于碳化物附近。

圖9 不同應(yīng)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(jié)合圖8 和圖9 可以看出，在不同應(yīng)變幅下的試樣組織中，主要有Cr 和Fe 系碳化物，同時(shí)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(dāng)應(yīng)變幅值較低時(shí)，碳化物析出的粗化現(xiàn)象明顯，但在高應(yīng)變幅下，碳化物更為細(xì)小，分布更彌散，偏聚現(xiàn)象不明顯?？梢姡瑧?yīng)變幅是碳化物析出粗化的重要驅(qū)動(dòng)力。

3 結(jié)論

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

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

（3）不同應(yīng)變幅下的SDHC 組織中主要存在不規(guī)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(dāng)應(yīng)變幅值較低時(shí)，碳化物析出的粗化現(xiàn)象明顯，但在高應(yīng)變幅下，碳化物更為細(xì)小，分布更彌散，偏聚現(xiàn)象不明顯。