H13和DIEVAR鋼抗鋁液熔損性能研究

祝魯俠 計 杰 張 宇 吳曉春 張恒華

(上海大學材料科學與工程學院，上海 200072)

隨著汽車輕量化的提出，鋁合金壓鑄件在汽車制造業中的應用越來越廣泛。而鋁合金壓鑄模的壽命直接影響壓鑄行業的成本和效益。熱熔損是影響壓鑄模使用壽命的主要因素之一[1- 2]。熱熔損被定義為模具在工作一段時間后，工作面受到嚴重侵蝕，使模具質量減輕的過程[3]。閔永安[4]在研究H13鋼在動態鋁液中形成的Fe- Al化合物時發現，Fe- Al化合物主要分內外兩層，內層是Fe2Al5，外層是Fe2SiAl8。程奎生[5]通過對比研究發現，試驗所用新型鑄造熱作模具鋼的耐鋁熱熔損性能明顯優于H13鋼。羅毅等[6]采用自制的熔損- 疲勞試驗裝置，創新地綜合考核了蒸汽氧化處理對H13鋼在鋁合金壓鑄服役過程中的影響。表面處理技術能夠大大地提高鋁合金壓鑄模的使用壽命，例如蒸汽氧化[7]、PVD[8]、滲硼[9]、滲鋁[10]、氮碳共滲[11]、TD滲鉻[12]、激光熔敷[13]等。但是當表面的保護層結合力不夠、韌性不足、涂覆不均、磨損沖蝕破壞時，鋼基體就會被快速熔損。另外，大多數表面處理技術工藝復雜、設備成本昂貴，不適宜大規模應用在工業生產中，所以選擇抗熔損性能好的鋼基體很有意義。但是目前國內已大量使用的H13鋼的抗熔損性能一般，而DIEVAR鋼是近年來使用的綜合性能極為優異的熱作模具鋼。因此，本文對比了該兩種壓鑄模具鋼的抗鋁熱熔損性能的強弱，并研究了影響兩者抗鋁熱熔損性能的因素，以進一步探索其失效機制，為減少模具的熱熔損失效、優化模具鋼的合金成分和熱處理工藝提供借鑒。

1 試驗材料及方法

將退火態的DIEVAR鋼和H13鋼加工成如圖1(a)所示的圓柱形熔損試樣。鋁合金壓鑄模的使用態硬度為46～48 HRC，將熔損試樣真空氣淬后再回火兩次，其硬度可達47 HRC，兩種鋼的熱處理工藝及硬度如表1所示。熱處理后，精磨除去氧化皮，然后利用如圖1(b)所示的裝置進行熱熔損試驗。為了保證試樣接觸鋁液的表面積相同，即φ10 mm×30 mm部分，采用石墨保護套保護試樣的上半段。DIEVAR鋼和H13鋼的化學成分如表2所示。

試驗采用常用的ADC12鑄造鋁合金，其化學成分如表3所示。

圖1 熔損試樣尺寸及熔損試驗裝置示意圖Fig.1 Size of melting loss specimen and schematic diagram of melting loss test device

表1 兩種鋼的熱處理工藝參數及硬度Table 1 Heat treatment parameters and hardness of two steels

表2 試驗用DIEVAR鋼和H13鋼的化學成分(質量分數)Table 2 Chemical compositions of DIEVAR and H13 steels used for test (mass fraction) %

表3 試驗用ADC12鋁合金的化學成分(質量分數)Table 3 Chemical composition of ADC12 aluminum alloy used for test (mass fraction) %

本文采用熱浸鋁加速試驗對壓鑄模的熱熔損行為進行研究。試驗前，使用超聲波清洗、烘干試樣，然后采用精度為0.1 mg的CP225D電子天平測量試樣的質量；試驗時，試樣在700 ℃(誤差≤±5 ℃)的鋁液(ADC12)中以120 r/min的速度旋轉，旋轉半徑為25 mm，旋轉一段時間(10、20、30、40 min)后取出試樣，采用飽和NaOH水溶液洗去粘附在試樣上的鋁合金，再測量試樣的質量，比較各試樣的熔損情況。為了觀察Fe- Al界面的組織形貌，熔損試驗后保留一組試樣表面附著的鋁合金，制成金相試樣后使用Nikon MA100電腦型雙目倒置金相顯微鏡和HITACHI SU- 1510掃描電子顯微鏡進行組織觀察和EDS分析。

2 試驗結果與討論

2.1 退火態組織

圖2是壓鑄模具鋼的退火態顯微組織。從圖中可發現，兩種鋼的組織均為分布均勻的球化珠光體。鋁合金壓鑄模具鋼為高合金鋼，在冶金過程中會出現成分偏析，成分偏析的程度對模具鋼的質量和后續熱處理有很大的影響。從圖2(a,c)中可明顯看出， 試驗鋼的成分偏析呈平行的條帶狀，沒有出現鏈狀偏析和網狀偏析。從圖2(d)中發現，H13鋼中的粒狀珠光體分布均勻彌散，沒有出現網狀或聚集；圖2(b)中呈樹枝狀分布的粒狀珠光體有呈短鏈狀分布的，但是鏈狀沒有交叉聚集成塊狀或網狀。可以看出，兩種壓鑄模具鋼的冶金質量均合格，且相差不大，對后續試驗影響不大。

圖2 兩種壓鑄模具鋼的退火態顯微組織Fig.2 As- annealed microstructures of two die- casting steels

2.2 熔損性能對比

兩種壓鑄模具鋼的熔損失重數據如圖3所示。可以看出，隨著熱熔損時間的延長，兩種試驗鋼的熔損失重均逐漸增加。對比發現，熔損試驗進行了10和20 min時，DIEVAR鋼和H13鋼的失重差值還較小，H13鋼的抗熔損性能略優于DIEVAR鋼。熔損試驗進行到30和40 min時，H13鋼的失重急劇增加到7.123 1和12.356 8 g，而DIEVAR鋼的失重為4.3651和6.854 2 g，說明這一時間段內H13鋼的抗熔損性能急劇下降。所以在熔損時間超過20 min后，DIEVAR鋼的抗熔損性能優于H13鋼。

2.3 Fe- Al界面分析

在鋁液中攪拌一定時間后，熔損試樣表面發生了溶解和物質的擴散，形成一定厚度的Fe- Al化合物層。選取兩種壓鑄模具鋼比較典型的熔損(熔損時間為10 min)橫截面制成金相試樣，然后采用Nikon LV150型倒立式光學顯微鏡觀察其截面形貌，結果如圖4所示。

圖3 兩種壓鑄模具鋼的動態熔損失重值Fig.3 Weight loss of two die- casting steels after dynamic melting- loss test

從圖4中可以看出，鋼表面反應生成了一層Fe- Al界面層，包括內層和外層。內層是致密的金屬間化合物層，結合圖6(b)的成分分析，可以確定為FeSiAl4相；外層的結構比較疏松，含有從內層脫落分離的物相，顯然外層的形成主要是由于內層的物相生長到一定厚度后，由于自身結合力原因，無法保持緊密的組織，逐漸從內層分離呈枝狀或塊狀的形式向外層過渡，并與鋁合金發生互相擴散，結合圖6(c)的成分分析，外層中Cr含量比內層高，鐵含量有所降低，鋁含量增加，因此推斷外層可能是立方結構的αbcc- (FeAlSiCrMnCu)。外層還粘附了一層鋁合金，稱為粘附鋁層。由于試樣做圓周運動，造成了試樣表面各處與鋁液的相對速度不同，導致了試樣表面的熔損程度不同。將試樣熔損相對嚴重的半個圓柱區域稱為迎鋁面，另半個圓柱面熔損程度較輕叫做背鋁面。這一現象宏觀觀察更明顯，如圖5所示。

圖4 兩種壓鑄模具鋼熔損試驗10 min后的典型截面形貌Fig.4 Typical morphologies of two die- casting steels subjected to loss melting for 10 min

圖5 DIEVAR鋼試樣旋轉10 min后的表面熔損形貌Fig.5 Loss- melting surface morphologies of DIEVAR steel specimen after rotating for 10 min

對兩種鋼的Fe- Al間化合物層的厚度進行了統計分析。為了確保數據的可靠性，在每個化合物層上等距離取3處位置區間，每個位置區間測量3次，然后取平均值，如表4所示。從表4中可以看出，兩種鋼Fe- Al間化合物層的外層都比內層厚，且H13鋼的內層和外層均比DIEVAR鋼的厚。

由于受到的沖擊力不同，熔損試樣可分為迎鋁面和背鋁面，且兩者的熔損程度不同，從而導致

表4 兩種鋼Fe- Al間化合物層的厚度比較Table 4 Comparison of thickness of the Fe- Al compound layer in the two kinds of steels μm

其Fe- Al界面層的厚度不同。由表5可以看出，兩種鋼迎鋁面Fe- Al界面層的厚度小于背鋁面。

表5 兩種鋼迎鋁面和背鋁面Fe- Al界面層厚度的比較Table 5 Comparison of thickness of the Fe- Al compound layer of face against the molten aluminum and the reverse side for the two kinds of steels μm

在熔損試驗過程中，鋁液沖刷試樣表面，加速了Fe- Al間化合物的脫落，從而減薄了Fe- Al界面層，加快了試樣表面的熔損速度。

2.4 EDS分析

熔損試驗發現，DIEVAR鋼和H13鋼的Fe- Al界面層的內層和外層物相組成和成分很相似，觀察所有熔損試樣橫截面的組織形貌后，選取一個比較典型的熔損橫截面制成鑲嵌試樣，然后在HITACHI S- 570掃描電子顯微鏡上進行觀察和線掃描，測定其成分變化的趨勢(見圖6)。同時在鋼基體與鋁的接觸面選一些區域做EDS半定量分析，成分分析結果如圖7所示。

圖6 Fe- Al化合物層的EDS分析Fig.6 EDS analysis of Fe- Al compound layer

圖7 試樣線掃描圖Fig.7 Line scanning pattern of the specimen

結合本文試驗結果(即圖6和圖7的EDS分析和線掃描成分曲線)和Yu等[12]對Fe- Al界面層組織的XRD分析結果，發現兩種試驗壓鑄模具鋼在熔損過程中受到鋁的侵蝕作用規律為：(1)鋁液與壓鑄模具鋼表面接觸，Fe- Al界面發生了原子的擴散，鐵向鋁中的擴散系數為5.3×10- 3m2/s(793～922 K)，大于鋁向鐵的擴散系數1.8×10- 4m2/s (1 003～1 673 K)[4]，所以熔損試驗前期主要是Fe的溶解。(2)在動態熱浸鋁試驗中，由于鋼樣在鋁液中旋轉，鋁液會沖擊Fe- Al界面層，使靠近鋁液的Fe- Al化合物脫落，并使化合物層減薄。(3)根據文獻報道，Fe- Al界面層的內層(靠近基體的部分)是富含Cr、Mo、Mn等元素的FeSiAl4,而靠近粘附鋁層的外層中的Cr含量明顯比內層的高、Fe含量稍低，因此推斷外層可能是立方結構的αbcc- (FeAlSiCrMnCu)。

3 結論

(1)在熔損試驗中，H13鋼在20 min時的熔損失重是2.35 g，DIEVAR鋼的熔損失重是2.576 4 g，所以H13鋼的抗熔損性能比DIEVAR鋼高9.6%；H13鋼在40 min時的熔損失重是12.356 8 g，DIEVAR鋼的熔損失重是6.854 2 g，所以DIEVAR鋼的抗熔損性能比H13鋼高80%。

(2)在熔損試驗中，兩種鋼迎鋁面的Fe- Al界面層的厚度為16～25 μm，背鋁面的厚度為19～34 μm，說明迎鋁面Fe- Al界面層的厚度均比背鋁面的薄，鋁液的沖刷抑制了Fe- Al界面層的生長，加快了試樣表面的熔損速度。

(3)DIEVAR鋼的Fe- Al界面層內層和外層的厚度均小于H13鋼的，DIEVAR鋼Fe- Al界面層的厚度約為16 μm，H13鋼的Fe- Al界面層厚度約為25 μm。