大尺寸压铸模具在淬火过程中面临诸多挑战：水淬易变形开裂，油淬操作困难，而真空气淬如淬火压力不够冷速较慢易导致心部珠光体转变和碳化物析出，影响模具性能。本文以PH13压铸模具钢为研究对象，对比分析了油淬、真空气淬和缓冷三种淬火工艺对其热疲劳性能的影响。通过体视显微镜、光学显微镜、扫描电镜（SEM）和显微硬度测试等手段，系统表征了不同淬火工艺下材料的微观形貌演变规律，为优化压铸模具热处理工艺提供参考。 1 试验材料及方法 本研究采用电炉冶炼+电渣重熔制备的PH13钢，其化学成分见表1。试样经1030℃奥氏体化30min后，分别进行三种淬火处理：（1）油淬；（2）0.6MPa真空气淬；（3）0.05℃/s控温缓冷至600℃后油淬（避免珠光体和贝氏体转变，获得单一马氏体）。所有试样均经600℃×2h+（580~620℃）×2h两次回火，空冷至室温，最终硬度控制在44-46HRC（压铸模具常用范围）。 表1 PH13钢的化学成分（质量分数，%） 采用Uddeholm自约束感应加热和循环水冷却系统对试样进行测试，在20~650℃区间进行500次和1000次循环（加热5.5s、冷却25s）。试验后观察表面裂纹形貌。截取裂纹密集区试样，观察试样的截面裂纹形貌并测量截面裂纹最大深度。分析在裂纹附近距离表面80μm和1mm处的显微组织演变，并测试表面至2mm深度范围内的硬度分布。最后基于热疲劳损伤因子法综合评价试样的表面和截面损伤程度。
2 试验结果与分析 2.1 淬回火组织 根据三种热处理工艺，PH13钢经淬火-回火后的显微组织如图1(a-c)所示。三种工艺下PH13钢基体均为马氏体组织：油淬和气淬的冷速均超过马氏体临界冷速，钢在冷却过程中来不及发生珠光体和贝氏体转变；而0.05℃/s的慢冷工艺虽冷却较慢，但仍高于珠光体转变临界冷速，且在600℃前未达贝氏体转变温度，最终快冷后仍获得马氏体。此外组织中的碳化物形貌存在差异：油淬和气淬组织中存在的碳化物均为球状的富V碳化物，为未溶的碳化物；而慢冷组织除富V碳化物外，晶界处还出现带状富Cr碳化物。这是因为在淬火的高温阶段，由于冷速较慢，碳和合金元素的扩散能力较强，会从奥氏体中向外扩散，而晶界能量较高，碳化物会优先在晶界上形核，并且这类Cr系碳化物具有较大的长大驱动力，更容易发生粗化，因此室温下尺寸较大且沿晶界析出。 图1 PH13钢淬火态SEM组织(a~c)及EDS分析(d~g) (a)油淬；(b)气淬；(c)慢冷 图2为PH13钢在三种热处理工艺下的回火组织，可见回火后组织转变为回火马氏体，并且在基体和晶界中析出大量纳米级弥散碳化物。在慢冷组织中，淬火时析出的大尺寸富Cr碳化物得到保留并发生了一定程度的粗化。 图2 PH13钢回火态SEM组织 (a)油淬；(b)气淬；(c)慢冷 2.2 热疲劳试验 2.2.1 疲劳裂纹形貌 图3为PH13钢在经历500和1000次热循环后表面裂纹形貌，油淬和气淬试样表面均出现了较稀疏的条状裂纹，裂纹与试样长度方向一致，宽度较窄且相差不大，而慢冷试样表面裂纹宽度变宽，部分裂纹沿左右方向扩展，呈网状扩展趋势。在经历1000次热循环后，油淬试样与500次循环后相比表面形貌变化不大，而气淬和慢冷试样表面裂纹明显变宽，树枝状的主裂纹附近出现二次裂纹形成网状结构，其中慢冷试样的主裂纹宽度更大，且二次裂纹数量也越多。综上所述，油淬试样在冷热疲劳循环后裂纹萌生和扩展较缓慢，抗热疲劳性能较好。 图3 500和1000次循环后PH13钢的表面形貌 (a,d)油淬；(b,e)气淬；(c,f)慢冷；(a,b,c)500次；(d,e,f)1000次 图4为PH13钢在经历500和1000次热循环后试样的截面裂纹形貌，均以裂纹最深处为主。可见，500次循环后，油淬试样表面较为平整，裂纹浅而密集，最深42.26μm；气淬和慢冷试样表面较为凹凸不平，存在少许剥落现象，裂纹数量减少但深度增加，分别达69.61μm和79.56μm。循环次数为1000次时，油淬试样裂纹深度仅增至50.96μm，表面依旧平整，且裂纹数量变化不大；而气淬和慢冷试样裂纹深度呈倍数增长，最深364.21μm和415.18μm，主裂纹与二次裂纹深度差异明显，伴随严重表面剥落。 图4 500和1000次循环后PH13钢的截面形貌 (a,d)油淬；(b,e)气淬；(c,f)慢冷；(a,b,c)500次；(d,e,f)1000次 2.2.2 热疲劳损伤因子 图5为PH13钢的热疲劳损伤因子计算图，D越大，疲劳损伤越严重。油淬试样经过500和1000次循环后损伤因子较低且相差不大；气淬试样500次循环后损伤因子较低，但1000次循环后由于裂纹宽度深度急剧增大导致损伤因子增大；慢冷试样损伤因子均较高，材料抗热疲劳性能最差。 图5 500和1000次循环后PH13钢的热疲劳损伤因子 2.2.3 显微硬度梯度 图6展示了PH13钢热循环后的硬度梯度变化。三种工艺均呈现表面至心部硬度递增趋势，表明表层马氏体回复软化更显著。油淬试样表面至1mm处硬度变化明显，在这段区间内材料发生不同程度的马氏体回复；而1mm至2mm处硬度趋于平稳，说明在1mm之后材料受到损伤较小，组织仍为回火马氏体，抗回火软化能力较强。气淬试样较油淬试样硬度变化相对较小，且在1.5mm处硬度才显著增加，说明近表面的组织已经发生了较严重的马氏体回复，心部保留了部分回火马氏体。慢冷试样表面和心部的硬度差最小且硬度值均最低，材料从表面至心部均发生了较严重的马氏体回复，热疲劳损伤最严重。 图6 500和1000次循环后PH13钢的显微硬度梯度曲线 (a)500次；(b)1000次 2.2.4 显微组织 图7为PH13钢在经历500次热循环后距离表面80μm和1mm处的显微组织。三种试样近表面的组织均发生了较明显的马氏体回复，晶界形貌消失，碳化物发生明显粗化。其中尺寸较大的未溶富V碳化物大小在300nm以上且数量较少。而尺寸较小的短棒状碳化物为回火过程中析出的Cr系和Mo系碳化物，大小为200nm左右，数量多且弥散分布。此外，在慢冷组织中还存在淬火时高温析出的富Cr碳化物，呈条带状且沿晶界分布，多次循环后已经发生了明显的聚集长大，长度最长可达2μm，易在热循环过程中出现应力集中而成为裂纹扩展的通道。距离表面1mm处，油淬试样未发现明显的马氏体回复现象，且短棒状碳化物相比80μm处尺寸较小，平均在150nm左右且弥散分布，有效阻碍裂纹扩展。气淬和慢冷试样则发生了一定程度的马氏体回复，这是由于淬火时冷速较慢，室温下马氏体中合金元素固溶量相对较低，稳定性较差，服役时在高温环境下易于分解，同时慢冷试样中淬火时析出的晶界碳化物也发生了一定程度的粗化。 图8为1000次循环后的显微组织，相比500次循环，富V的未溶碳化物尺寸变化不大，Cr系和Mo系碳化物以及慢冷试样中淬火时沿晶析出的富Cr碳化物发生了进一步的粗化。在距离表面1mm处，油淬试样依旧能观察到明显的马氏体板条形貌，热疲劳性能较好；而气淬试样马氏体发生了一定程度的回复，板条形貌逐渐模糊；慢冷试样马氏体回复较为严重，板条形貌已完全消失，热疲劳性能最差。 图7 500次循环后PH13钢距离表面不同位置处的SEM组织 (a,d)油淬；(b,e)气淬；(c,f)慢冷；(a,b,c)80μm；(d,e,f)1mm 图8 1000次循环后PH13钢距离表面不同位置处的SEM组织 (a,d)油淬；(b,e)气淬；(c,f)慢冷；(a,b,c)80μm；(d,e,f)1mm 3 结论 1）PH13钢经过油淬、气淬和慢冷三种淬火工艺和相同回火后，组织均为回火马氏体，且均存在大尺寸的球状富V碳化物和回火时析出的弥散分布的纳米级二次碳化物。慢冷试样由于冷速较慢，在高温阶段会沿晶析出富Cr的带状碳化物，并保留至回火后。 2）500次循环后，油淬和气淬试样裂纹呈条状分布，宽度较窄且深度较浅，慢冷试样裂纹变宽且有网状趋势；1000次循环后，油淬试样裂纹变化不大，气淬和慢冷试样裂纹明显变宽变深，出现树枝状主裂纹和二次裂纹，呈网状分布。综合评定，油淬试样疲劳损伤因子最小，热疲劳性能最佳。 3）淬火冷速越高，马氏体中碳和合金元素固溶量越大，强度和硬度越高，抗裂纹萌生能力越强。慢冷试样中沿晶析出的富Cr碳化物在高温下粗化严重，形状不规则且尺寸较大，易造成应力集中而成为裂纹快速扩展的通道，导致热疲劳性能较差。
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