當前汽車行業(yè)正經(jīng)歷百年未有之變局，電動化、智能化、網(wǎng)聯(lián)化、共享化與綠色化成為核心發(fā)展方向，推動產(chǎn)業(yè)生態(tài)全面重構。為滿足汽車行業(yè)需求之變化，汽車用鋼研發(fā)正從“單一性能提升”轉向“全生命周期優(yōu)化”，通過材料創(chuàng)新（第三代AHSS、熱成形鋼、非調(diào)質(zhì)鋼等）、工藝革新（激光拼焊、一體化成形等）和綠色轉型（綠鋼生產(chǎn)、生物基涂層等），持續(xù)為汽車輕量化、安全性和可持續(xù)發(fā)展提供支撐。為展示近年來汽車用鋼研發(fā)與應用技術的最新成果，本報特組織該專題，以饗讀者。
1引言
近年來，采用鎖模力6000噸以上的一體化壓鑄機制造電動汽車用大型部件的案例不斷增加。而現(xiàn)有鋼材制成的大型模具芯部韌性較低，原因在于鋼錠中殘留的析出碳化物和鍛造材料的晶界碳化物，以及淬火組織形成粗大貝氏體。因此，模具容易發(fā)生裂紋并擴展，存在整體開裂的風險。
鑒于此，開發(fā)了適用于一體化壓鑄模具的新鋼種DHA-GIGA。該鋼種即使在模具芯部也具有較少的析出碳化物和晶界碳化物，呈現(xiàn)微細貝氏體組織，具備高韌性，同時具有良好的切削性能以應對大量切削加工需求。
本文主要介紹DHA-GIGA鋼種的開發(fā)理念，以及韌性與淬火速率的相關性，同時簡要介紹沖擊試樣的缺口形狀、試驗溫度和晶粒尺寸對韌性的影響。
2開發(fā)理念
新鋼種DHA-GIGA以“高韌性且易切削”為目標，定位為適用于一體化壓鑄模具的通用鋼種。
2.1鋼材特性之間的矛盾
通過成分調(diào)整改善特性A卻導致特性B劣化的矛盾案例較多。典型矛盾案例為切削性與抗熱龜裂性。這兩種特性受Si的影響較大：Si含量低于0.3%的低硅鋼不易發(fā)生熱龜裂，但切削困難；Si含量高于0.9%的SKD61鋼雖切削性高，但抗熱龜裂性較差。
2.2矛盾的應對
優(yōu)先考慮切削性而非抗熱龜裂性，采用中硅含量（0.4%-0.9%Si）。作為一體化壓鑄模具的通用鋼種，需要具備應對大量加工的切削性能。例如，對重量2噸以上的模具，若以70%的成材率從熱鍛材料加工，將產(chǎn)生850kg以上的切屑。此外，中硅含量可避免模具溫度過低，有望減少對薄壁、長流動距離的一體化壓鑄熔體流動性的阻礙。
2.3最大特征：高韌性
在確保切削性的基礎上，專注于高韌性設計。通過高韌性避免整體開裂，以實現(xiàn)預期的模具壽命，防止因難以焊接修復的突發(fā)開裂導致模具早期失效。
實現(xiàn)高韌性所需的高淬透性，同時需兼顧與之矛盾的球化退火（以下簡稱“SA”）性能。
2.4對熱龜裂的認識
抑制熱龜裂可采取提高硬度、表面處理、少量噴涂脫模劑等措施。若裂紋顯現(xiàn)，需反復進行焊接修復。隨著修復次數(shù)增加，模具外觀面會被焊接材料覆蓋，即模具鋼材對抗熱龜裂性的作用減弱。在此過程中，作為修復基礎的模具鋼材避免整體開裂是最為重要的，而熱龜裂主要受焊接材料和施工方法的影響。
3大型模具的低韌性
在研究高韌性成分體系之前，需明確韌性的阻礙因素。第一因素是釩（V）系粗大碳化物，第二因素是粗大貝氏體。以下結合模具制造工序“①鋼錠鑄造-②均熱-③熱鍛-SA-模具粗加工-④淬火回火-⑤精加工”闡述其概要。
3.1V系粗大碳化物
低韌性的第一因素“V系粗大碳化物”有兩種：一種是10-100μm的析出碳化物，另一種是1-5μm的晶界碳化物。
3.1.1析出碳化物
大鋼錠凝固過程中（①），10-100μm的碳化物易在偏析部位密集析出。這些粗大的析出碳化物屬于V系，在均熱（②）等后續(xù)工序中難以固溶，會殘留至精加工（⑤）后的模具中。
3.1.2晶界碳化物
熱鍛（③）后的冷卻過程中，長度1-5μm的碳化物會沿奧氏體（γ）晶界析出并呈點狀分布，形成與γ晶粒尺寸相當?shù)拇执缶W(wǎng)狀組織。該晶界碳化物與析出碳化物同為V系，在SA及淬火回火（④）等后續(xù)工序中無法固溶，殘留至精加工（⑤）后的模具中。
3.2粗大貝氏體
低韌性的第二因素是基體組織。模具淬火（④）時，高溫下會形成粗大貝氏體組織。淬火時γ晶粒越大，貝氏體塊狀組織越厚長。高溫轉變的貝氏體粗化現(xiàn)象在粗大晶粒情況下尤為明顯。
3.3芯部組織狀態(tài)
上述趨勢在模具芯部尤為顯著。與表面相比，鋼錠凝固速率、鍛造材料冷卻速率和模具淬火速率均較慢，淬火時γ晶粒也較大。因此，模具芯部存在作為“V系粗大碳化物”的析出碳化物和晶界碳化物，組織為“粗大貝氏體”，導致裂紋難以抑制，韌性較低。
4成分體系的研究
由于優(yōu)先考慮切削性而非抗熱龜裂性，Si含量設定為0.4%-0.9%的中等水平。從韌性（淬透性）、SA性、高溫強度和抗軟化性等角度，對Si以外的成分進行了研究。
4.1韌性
文中韌性指沖擊試驗的吸收功或沖擊值。以U型缺口試樣的沖擊值為研究對象，成分、組織、硬度的不同組合與沖擊值和斷裂韌性呈正相關。
4.1.1V系粗大碳化物
熱鍛后冷卻速率較慢時，SKD61鋼的沖擊值較低。再現(xiàn)試驗表明，原因在于1-5μm的粗大V系碳化物沿γ晶界大量析出。將SKD61的Si含量從1.0%降至0.05%，可通過減少晶界析出物提高沖擊值。雖然極低Si設計不僅對析出碳化物有效，對晶界碳化物的減少也有作用，但本研究采用中Si設計。
將SKD61的V含量從0.85%降至0.55%，沖擊值顯著提高，這是因為低V化大幅抑制了V系碳化物的晶界析出。0.55%V鋼的沖擊值受Si含量影響較小，與本研究的中Si設計具有良好的一致性。因此，決定采用比SKD61大幅減少V含量的成分設計。
隨著V含量減少，淬火加熱時均勻分散的微細V系碳化物也會減少。粒徑約0.2μm的此類碳化物具有釘扎γ晶界、防止晶粒粗化的作用，是高韌性化不可或缺的因素。因此，在減少粗大V系碳化物的同時，需確保微細V系碳化物的存在。結合大鋼錠析出碳化物的考慮，通過優(yōu)化均熱和淬火條件，確定了V含量。
4.1.2粗大貝氏體
淬火速率較慢（以下簡稱“緩冷”）的大型模具，芯部會在高溫下轉變?yōu)榇执筘愂象w。即使緩冷，要通過低溫轉變的微細組織獲得高韌性，仍需要高淬透性。
在5%鉻（Cr）的SKD61鋼中，鉬（Mo）對3℃/min緩冷材料的高韌性化貢獻較小。這一結果可通過CCT曲線圖得到驗證。Mo含量從0.5%增加到3%，轉變點未必降低，3℃/min下的貝氏體轉變溫度（Bs點）僅相差約20℃。馬氏體單相化的臨界冷卻速率約為12℃/min，Mo含量的影響較小。
另一方面，錳（Mn）對高韌性化的效果顯著，這一結果也通過CCT曲線圖得到驗證。將SKD61的Mn含量從0.4%增加到1.1%，Bs點降低約70℃，馬氏體單相化的臨界冷卻速率從12℃/min降至3℃/min左右。1.1Mn-SKD61的高韌性被認為是由于緩冷時也能在低溫下形成微細組織。此外，增加Cr含量對高韌性化也非常有效。
因此，相比SKD61，決定采用增加Mn和Cr含量的方針。需要注意的是，淬火速率3℃/min是500℃至200℃低溫段的數(shù)值。由于該低溫段對韌性的影響比高溫段更大，因此，予以重點關注。
4.2SA性
淬透性高的鋼種SA性較差，難以軟化至易于機械加工的硬度。通過增加Mn和Cr含量實現(xiàn)高淬透性，同時通過優(yōu)化Mn/Cr比率確保SA性。
當Mn/Cr≤0.20時，通過加熱到Ac3溫度以上之后緩冷可實現(xiàn)適當軟化。例如，Mn含量為1.1%時，Cr含量≥5.5%即可確保SA性。即，在通過增加Mn改善淬透性時，為兼顧矛盾的SA性，需增加Cr含量并考慮與Mn的比率。
4.3高溫硬度與抗軟化性
以改善淬透性和SA性為目的增加Cr含量，對提高高溫硬度也有效，即增加Cr有望提高高溫強度。
另一方面，增加Cr會導致抗軟化性下降。僅通過Cr含量調(diào)整高溫強度與抗軟化性的矛盾并非易事。
增加Mo含量可有效彌補高Cr化導致的抗軟化性下降。Mo在抑制珠光體析出、改善淬透性方面也有一定效果，同時高Mo化可提高高溫強度。因此，相較SKD61，決定采用增加Mo含量的方針。
5DHA-GIGA的特性
針對低韌性的第二因素“粗大貝氏體”，使用50kg鋼錠驗證淬透性。該鋼錠中低韌性的第一因素“V系粗大碳化物”極少，可排除其影響，因此，僅能驗證與第二因素相關的淬透性。
SKD61是壓鑄模具用鋼的代表鋼種（表1），而DH31-EX的Mn-Cr-Mo含量較高，淬透性極佳。DHA-GIGA的特點是淬透性改善元素的總量和比例優(yōu)化，且V含量低。
5.1Bs點
在3℃/min緩冷條件下，將Bs點與馬氏體轉變溫度（Ms點）比較可知，SKD61的Bs點比Ms點高約70℃（表2）。即使是淬透性高的DH31-EX，Bs點也比Ms點高約20℃。DHA-GIGA的Bs點與Ms點相同，3℃/min被認為相當于臨界冷卻速率。
從Bs點看，DHA-GIGA的淬透性高于DH31-EX。從獲得馬氏體單相組織的最小冷卻速率判斷，DHA-GIGA的淬透性是SKD61的4倍。
5.2SA性
在晶粒粗化并加速冷卻條件下，DHA-GIGA仍表現(xiàn)出良好的SA性（圖1）。DH31-EX的硬度為224-310HV，組織硬且不均；而DHA-GIGA呈現(xiàn)187HV的軟質(zhì)均勻SA組織。這是由于增加Mn和Cr改善淬透性的同時，采用Mn/Cr≤0.20的比例帶來的效果。DHA-GIGA除了具有超過DH31-EX的淬透性（表2），SA性也優(yōu)于DH31-EX。
圖1的緩冷法中，SA反應從γ晶界開始進行。DH31-EX在達到650℃時仍存在未轉變的γ，隨后未轉變的γ會出現(xiàn)貝氏體化。因此，DH31-EX的晶界附近為SA組織，而原γ晶粒內(nèi)部為貝氏體組織。
5.3韌性
5.3.1淬火速率的影響
在30℃/min的急冷條件下，韌性在鋼種間的差異尤其在44HRC以下時較小。在47-49HRC時，SKD61的韌性略低。在1.35℃/min的緩冷條件下，韌性因鋼種不同顯著差異，韌性排序與Bs點高低（表2）基本一致。對應8J的硬度，SKD61、DH31-EX、DHA-GIGA分別為43-44HRC、46-47HRC、48-49HRC。淬透性高的鋼種可確保韌性的硬度也更高。
韌性與淬火速率的相關性因鋼種差異顯著。由于無V系粗大碳化物殘留，SKD61在30℃/min急冷時沖擊值達22J，處于高位；而在1.35℃/min緩冷時，沖擊值減半至約10J。DH31-EX的表現(xiàn)與SKD61相似，但在≤1.35℃/min時仍能保持12J。DHA-GIGA在急冷側沖擊值低于現(xiàn)有鋼種，但在≤6℃/min時沖擊值穩(wěn)定在約15J的高位，在≤1.35℃/min時韌性高于DH31-EX。
不同鋼種因淬火速率導致的組織差異也很大。根據(jù)表2，所有鋼種在30℃/min時為馬氏體組織，在1.35℃/min時為貝氏體組織。SKD61的貝氏體針狀塊非常厚且粗大；淬透性高的DH31-EX貝氏體塊狀組織較薄，與SKD61相比Bs點更低（表2）；淬透性比DH31-EX更高的DHA-GIGA，急冷與緩冷組織幾乎無變化。DHA-GIGA緩冷材料高韌性的原因在于能獲得低溫轉變的微細貝氏體組織。
沖擊試樣的斷口也隨淬火速率變化（圖2）。所有鋼種在馬氏體組織的30℃/min條件下，斷口呈現(xiàn)明顯起伏，高韌性時可見延性破壞區(qū)（圖中箭頭）；在1.35℃/min條件下斷口趨于平整，僅在微細貝氏體的DHA-GIGA中觀察到延性破壞區(qū)。
1.35℃/min材料的斷裂形態(tài)因鋼種韌性不同存在差異（圖3）。8J的SKD61在缺口底部附近（位置A）和裂紋貫穿斷口的最終階段（位置C），解理斷裂傾向強于16J的DHA-GIGA。從A點的鋼種差異推測，裂紋產(chǎn)生和擴展初期的塑性變形量差異對韌性有較大影響。
5.3.2缺口形狀與溫度的影響
在室溫條件下，V型缺口沖擊試驗的吸收功與U型缺口沖擊試驗的吸收功呈正相關。本研究包括DHA-GIGA在內(nèi)，得到了與以往研究相近的相關性。以往研究中，從6噸以上大鋼錠切取小塊安裝在實際模具中進行淬火；本研究則從50kg小鋼錠制作的方棒以1.35℃/min淬火。鋼錠尺寸和淬火方法的影響較小。缺口形狀的影響在室溫和500℃下有所不同。室溫下近似直線的斜率為0.48，即V型缺口的吸收功約為U型缺口的一半；500℃時吸收功幾乎不受缺口形狀影響，近似直線斜率接近1，為0.92。
在壓鑄模具韌性的特性值方面，其他國家采用V型缺口試樣的吸收功（J），日本國內(nèi)則采用U型缺口試樣的沖擊值（J/cm2）。若U型缺口沖擊值在20J/cm2以上，整體開裂風險大幅降低。U型缺口試樣20J/cm2（吸收功16J）相當于V型缺口試樣的8J。
5.3.3SA組織的影響
原γ晶粒的微細組織具有高韌性。因此，淬火加熱溫度和保溫時間需注意避免γ晶粒粗化。另一方面，SA材料的組織也會通過原γ晶粒尺寸影響韌性（圖4）。有意制備不同鐵素體晶粒尺寸的DHA-GIGASA組織，在相同條件下加熱后，以1.35℃/min淬火并回火至45HRC。SA材料為細晶粒時，原γ晶粒也小，韌性高達12J；SA材料為粗晶粒時，原γ晶粒粗大，韌性降至8J。要充分發(fā)揮高淬透性的優(yōu)勢，不僅需注意淬火加熱，還需關注SA組織。
5.3.4大鋼錠的實際驗證
DHA-GIGA在10t大鋼錠中也實現(xiàn)了高韌性。從鍛造材料切取的試樣為厚600mm、重2.4t的長方體，在12.5Bar真空淬火中試樣芯部的淬火速率為1.7℃/min?；鼗鹬?2HRC后，從試樣芯部沿高度方向切取的U型缺口試樣獲得了33-38J/cm2的高沖擊值。相比之下，厚250mm、重0.5t的SKD61模擬模具芯部在油淬火2.2℃/min條件下，沖擊值僅為16-20J/cm2，處于較低水平。
DHA-GIGA在大鋼錠中實現(xiàn)高韌性的原因如下：1）幾乎不存在析出碳化物和晶界碳化物等“V系粗大碳化物”；2）淬火加熱時防止晶粒粗化與高淬透性的協(xié)同作用避免了“粗大貝氏體”的形成。此外，非金屬夾雜物并不明顯，這也對高韌性有一定貢獻。
6結論
開發(fā)了適用于一體化壓鑄模具的新鋼種DHA-GIGA，其最大特點是高韌性，旨在避免難以焊接修復的整體開裂。其高韌性源于V系粗大碳化物少，并能獲得微細貝氏體組織。DHA-GIGA的定位是兼具韌性和切削性的通用鋼種，而非抗熱龜裂性優(yōu)異的高性能鋼。對于熱龜裂，需通過利用高韌性的高硬度化或焊接修復材料等方式應對。另一方面，現(xiàn)有鋼種也有諸多優(yōu)點，如模具加工、熱處理、表面處理和焊接修復等技術已成熟。未來，將在充分發(fā)揮現(xiàn)有鋼材性能的同時，致力于一體化壓鑄模具的多樣化和高端化發(fā)展。
