尹学炜，徐伟力，姚 杰，吴晓春

(1.上海大学材料科学与工程学院，上海 20072;2.宝钢钢铁股份有限公司研究院，上海 201900;3.宁波合力模具科技股份有限公司，浙江 宁波 315700)

随着汽车行业的高速发展，汽车轻量化需求不断提高，热冲压成形工艺越来越多地应用于获得超高强度冲压件［1-5］.热冲压模具的工况比较复杂.钢板热冲压过程是将特殊的高强度钢板加热到奥氏体温度范围，快速移动到模具内，快速冲压，在压机保压状态下通过布置有冷却水道的模具对零件淬火冷却(并要保证一定的冷却速度)，从而获得超高强度冲压件(组织为马氏体，强度在1 500 MPa左右甚至更高)［6］.复杂的工况要求热冲压模具材料具有较高的硬度、热导率、热强度、冲击韧性、热稳定性和抗冷热疲劳性能等.热冲压模具材料在高温下服役，对热稳定性有较高的要求.热导率是热冲压模具材料的关键物理性能，它关系着能否快速冷却获得高强度冲压件和冲压节拍.国内现有的冲压线采用的模具材料是H13钢，热导率较低，冲压节拍慢每分钟只能获得2～3个冲压件，而国外采用的高热导率模具材料每分钟冲压节拍下能获得6～7个冲压件，可见较大的导热系数能能加快冲压节拍，提高生产效率.近些年，国内不少高校和单位都开始研究热冲压技术，但对模具材料热导率的研究鲜见于文献［7］.

本文对西班牙Rovalma公司推出的高热导率热冲压模具材料HTCS-130进行力学性能分析，对热冲压模具材料所需的关键性能热稳定性和热导率进行测试，并与国产优质H13钢进行了对比.

1 实验

1.1 材料

实验使用的材料为西班牙材料HTCS-130和国产优质H13钢，通过ARL4460光谱仪获得，其成分如表1所示.

1.2 实验方法

对退火态下的HTCS-130钢和国产优质H13钢进行布氏硬度测试，退火态金相观察，试样尺寸为15 mm×15 mm×10 mm.将两种材料进行热处理，工艺如下:国产优质 H13，1 020℃(30 min)油淬，580℃(2 h)+580℃(2 h);HTCS-130-1，1 080℃(45 min)油淬，560 ℃(2 h)+580℃(2 h)+600 ℃(2 h);HTCS-130-2，1 080℃(45 min)油淬，560℃(2 h)+580℃(2 h)+600℃(2 h)+645℃(2 h).

对上述热处理后的3种试样按照美国压铸协会标准(NADCA#207—2003)，冲击韧性试验采用7 mm×10 mm×55 mm无缺口横向试样.在洛氏硬度计HBRVU-187.5上按照GB/T 230—2000检测标准测试其硬度.

将淬回火态的HTCS-130-1和国产优质H13经热处理将硬度都调整为47 HRC左右，在620℃下保温20 h，每隔2 h测试一次常温硬度，比较两种材料的热稳定性.用扫描电镜(型号:HITACHI SU-1500)观察热稳定性前后的微观组织，并做能谱分析.

对热处理后的HTCS-130-1、HTCS-130-2和国产优质H13进行热扩散率和比热容的测试，尺寸为Φ12.7 mm×2 mm，仪器为德国耐驰公司的激光导热仪LFA457.

2 结果与分析

2.1 退火态显微组织和性能

HTCS-130和国产优质H13的退火态金相如图1所示，可以看出，HTCS-130基体上分布着黑色颗粒且部分呈团聚状，其与一般热作钢的退火组织不同，国产优质H13退火态组织为颗粒碳化物均匀分布在白色基体上.退火态下，HTCS-130钢的布氏硬度为163～171 HB，国产优质H13钢的布氏硬度为200～213 HB.北美压铸协会标准为不超过235 HB.由退火态硬度可知，两种材料均有良好的加工性能，有利于热冲压模具材料加工所需的冷却水道.

图1 HTCS-130和国产优质H13退火态金相

2.2 室温力学性能和断口照片

将试样HTCS-130-1、HTCS-130-2与国产优质H13钢在1.2小节中介绍的淬回火状态下进行试验，试验的硬度和冲击功见表2，可知HTCS-130-1的硬度为51.5 HRC，高于H13，冲击功略低于H13钢.HTCS-130-1试样的冲击功大于北美压铸协会关于优质H13钢的标准取的Ak≥169.5 J.

表2 HTCS-130和H13钢的淬火、回火冲击功和硬度

HTCS-130-1的冲击断口形貌SEM照片如图2所示，可知为韧性断裂，能观察到许多尺寸较小的韧窝，可见HTCS-130-1状态下从过饱和α-Fe中析出较多量的细小碳化物.

图2 HTCS-130-1的SEM断口形貌

2.3 热稳定性能

热稳定性试验按1.2节实验方法进行，试验结果如图3所示.由图3可知:在620℃保温过程中HTCS-130钢的硬度始终高于H13钢;20 h后，HTCS-130钢的硬度仍达36 HRC以上，而H13钢硬度已降低到29 HRC，可见HTCS-130的热稳定性明显优于H13钢，能更好地满足热冲压模具材料的服役性能.

图3 HTCS-130和国产优质H13钢在620℃保温下的热稳定性曲线

HTCS-130-1，HTCS-130-2和H13钢热稳定性之前的金相组织如图4所示，多一次高温回火的HTCS-130-2硬度降低，晶粒略微粗大.

图5(a)和(b)分别是HTCS-130-1和H13钢在620℃保温20 h后的金相显微照片.

图4 HTCS-130和H13钢淬回火态的金相组织

图5 HTCS-130-1和H13钢热稳定性试验后的显微组织

由图5可以看出，HTCS-130-1的基体仍旧保持一定的回火马氏体形貌，而H13钢已失去回火马氏体形貌.这是因为W和Mo提高基体的再结晶温度的能力大于H13钢中的Si和Mn，从而有效地阻碍马氏体的分解.

图6(a)和(b)分别是HTCS-130-1热稳定性前后在620℃保温20 h后的扫描电镜照片.图6(c)和(d)分别为H13钢热稳定性前后在620℃保温20 h后的扫描电镜照片.

图7(a)和(b)分别对应图6(a)和(b)(HTCS-130-1热稳定前及其热稳后)照片中白色颗粒的能谱分析.图6(a)和(b)中析出的碳化物颗粒细小且弥散分布，大小为1～2 μm，经能谱分析为W和Mo的碳化物，见图7(a)和(b).

图6 HTCS-130-1和H13钢热稳定性前后的金相显微组织照片

图7 HTCS-130-1钢热稳定性前后的能谱分析

热稳实验前后对比发现，碳化物颗粒并没有明显长大，而H13钢热稳定前后组织和碳化物变化较大，如图6(c)和(d)所示.胡心彬等［8］在H13热疲劳性能研究中发现，H13钢淬回火态中含富Cr的M23C6或M7C3碳化物，球状的M23C6碳化物容易聚集粗化，热稳定性较差.王小军等［9］在对比QRO90和8470(H13)回火稳定性的研究中指出:8470(H13)中含Cr较高(质量分数约5%)，是以Cr为主要合金元素的热作模具钢，其回火后的M7C3碳化物热稳定性低、易聚集长大;而相应降低了Cr含量而提高Mo含量的QRO90在高温回火时，独立形核的MC和M2C7析出于位错区域且不易聚集长大，能有效提高抗回火软化性能和热疲劳抗力.W是熔点较高的合金元素，在工具钢加W，可显著提高红硬性和热强性［10］.Davenport等［11］指出，强化相 Mo、W 的M2C 型碳化物的析出有利于热稳定性能.由此可见，淬回火态HTCS-130钢中主要为W和Mo的碳化物，使其热稳定性明显优于H13钢.

2.4 热导率研究

2.4.1 比热容的测量

采用对比法，用已知比热容的标样作为参考，在激光导热仪LFA457上测得HTCS-130-1、HTCS-130-2和国产优质H13钢的比热容，每隔100℃取一组数据，如图8所示.

图8 三种试样的比热容与温度的关系曲线

由图8可知:3种试样的比热容在100～700℃内都呈现上升趋势，在500℃以下，三者的比热容非常接近，差值在3%以内;700℃时，国产优质H13钢的比热容较低，差值在8%内.考虑仪器误差，3种试样的比热容在各温度很接近，可见比热容对它们的热导率影响较小.

2.4.2 密度的测试

在室温下试样的密度用阿基米德原理测定试样常温的密度，因为温度变化对密度的影响很小，实验忽略了温度对密度的影响，都采用材料在室温下的密度.经测得HTCS-130室温密度为7.894 g/cm3，国产优质 H13室温密度为7.724 g/cm3.

2.4.3 热扩散率

用激光闪光法测量热扩散率.在试样的一个表面用一束短促的激光脉冲加热，通过红外检测器测量样品背面温度升高对时间的关系，经拟合计算得到样品的热扩散率.热扩散率是根据温度上升时间和试样的厚度来计算，还考虑试样表面的热辐射和激光脉冲长度.计算公式为

式中:T为试样背面的温度函数;x为与试样正面的距离;t为时间;L为样品厚度;n为与三角函数有关的参数(取整数自然数)［12］.

测试过程中，每隔100℃用激光打3个点，取平均值，热扩散率(a)测试结果如图9所示.

图9 三种试样的热扩散率与温度的关系曲线

由图9可见，3种试样的热扩散率随温度升高都呈下降趋势，H13钢下降缓慢，而HTCS-130-1和HTCS-130-2下降剧烈，但3种试样的热扩散率由高到低顺序始终为a(HTCS-130-2)＞a(HTCS-130-1)＞a(H13).100℃时HTCS-130-1和HTCS-130-2钢的热扩散率近乎是H13钢的2倍;在热冲压模具钢服役温度400℃左右时，HTCS-130-1和HTCS-130-2钢的热扩散率大约是H13钢的1.5倍;700℃时，三者的热扩散率比较接近.产生上述现象的原因是金属导热主要为自由电子导热和声子导热，温度较低时主要以自由电子导热为主，但随着温度增加，晶格振动加剧，声子对自由电子运动的阻力增加，电子导热被削弱，而以声子导热为主［13］.因此，HTCS-130 在电子导热时拥有的优势丧失而显示出热扩散率急剧下降，H13钢热扩散率原本比较低所以显示下降缓慢.

2.4.4 热导率的对比

目前通用的合金材料热导率(λ)计算公式为

式中:α为热扩散率;ρ为密度;Cp为比热容.

根据式(1)可知，只要测得 α、ρ、Cp随温度变化的具体数值，就可以得到模具材料的热导率随温度的变化关系［13］.根据以上测试得到的模具钢的比热容、密度以及热扩散率值，可以计算3种试样的热导率，结果见图10.

图10 HTCS-130-1、HTCS-130-2与国产优质H13的热导率

金属以电子导热为主，热导率与电导率之间遵从魏得曼-弗兰兹定律，电子在运动过程中受到热运动的原子和各种晶格缺陷的阻挡，从而形成对热量输运的阻力.热阻是热导率的倒数，它可分解为两部分:晶格振动形成的热阻和杂质缺陷形成的热阻［14］.钢的热导率跟成分、组织、杂质、点缺陷以及面缺陷有关.此外，热导率还随晶粒尺寸的增加而增加［15］.合金元素的原子结构差异与铁原子相差越大，它产生的晶格畸变越大，对晶格铁原子的热导率影响就越大［14］.苏铁健等［16-17］在大量试验数据的基础上，用多元线性回归方法建立了合金钢的热导率与化学成分的定量关系式，指出Si的外层电子结构与铁相差较大，它对钢的热导率影响比过渡族元素影响大得多.Si在钢中以固溶体的形式存在，且外层电子结构与铁原子相差较大.日本野正道［18］研究了压铸模用高热导率材料DHA钢，发现热导率随着Si、Mn、Cr的增加而减少，特别是Si显著降低热导率，Si质量分数从0.1增加到0.3时，热导率λ下降了4 W/(m·K)，而Mo和V对热导率的影响相对较 小.G.Peña-Rodríguez等［19］在 研 究 碳 钢API5L-X52的热扩散率时发现，Mn的质量分数提高0.1能导致热扩散率降低3 mm2/s.从成分上可见，西班牙材料HTCS-130钢的高热导率归功于超低含量的Si，其质量分数仅为0.17%，而国产H13钢的Si质量分数高达0.9%;西班牙材料HTCS-130钢种Mn的质量分数较低为0.16%，且基本不含Cr;而国产H13中Mn的质量分数为0.38%，Cr质量分数高达5.04%.可见，化学成分的选择配比，是西班牙材料HTCS-130钢热导率远高于H13钢的主要原因之一.

HTCS-130-2和HTCS-130-1钢是同一种材料，前序热处理工艺一样，HTCS-130-2仅比HTCS-130-1多一次640℃回火.由图10可知，充分回火的HTCS-130-2其热导率有明显优势.其原因可能是更高的回火温度使得晶粒长大，从金相图3(b)也可看出其晶粒比图3(a)的大，大的晶粒尺寸有利于热导率的提高［11］.增加一次高温回火使更多的合金元素从固溶体中析出，减少晶格畸变，这不仅减弱了合金元素对钢的热导率的影响，还消耗了更多固溶在基体中的碳元素，减弱碳元素对铁晶格畸变的影响，降低碳对热导率的负面作用.

3 结论

1)退火态的HTCS-130钢组织均匀细小，淬回火态HTCS-130钢的冲击韧性略低于H13钢，硬度高于H13钢.

2)HTCS-130钢的热稳定性能远优于H13钢.在经过620℃保温20 h后，其硬度高出同样保温20 h的H13钢约7 HRC，这与两者的合金化有关.H13含富Cr的M23C6或M7C3等碳化物容易聚集粗化，热稳定性较差，而HTCS-130钢主要含Mo、W复杂特殊碳化物，这些碳化物在620℃保温20 h后长大不明显，热稳定性能较好.

3)HTCS-130钢的热导率远高于H13钢，热扩散率是影响热导率的主要因素.HTCS-130-1和HTCS-130-2钢和H13钢的比热容都随温度升高而增大，三者的比热容和密度都比较接近，但HTCS-130钢的热扩散率始终高于国产优质H13钢.在热冲压模具钢服役的温度400℃左右时，HTCS-130-1和HTCS-130-2钢的热扩散率大约是国产优质H13钢的1.5倍.

4)HTCS-130-1和HTCS-130-2钢的热导率远高于H13钢，HTCS-130钢的高热导率源于其合金化成分以及低含量的Si和Cr.多一次高温回火的HTCS-130-2比HTCS-130-1钢的热导率更高.

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