H13模具鋼激光熔凝層的組織及性能
H13 模具鋼相當于國產 4Cr5MoSiV1 鋼 , 具有較高的淬透性和淬硬性, 主要用于制造壓鑄模、輕金屬擠壓模、鍛模和塑料用模具 、蝸桿 、滲碳頂桿及熱剪切刀片等。熱作模具在使用過程中承受著熱疲勞、沖蝕、應力腐蝕 、表面熱焊合等物理、化學的作用, 因而其使用壽命較低 。目前我國鋁壓鑄模具的一般使用壽命為 2～10萬次, 僅為工業先進國家的 1/3 ～ 1/5。眾所周知,模具的失效首先是從表面開始的,雖然常規的化學熱處理、堆焊、電火花表面強化 、PVD、CVD 等方法均可在一定的程度上延長模具的使用壽命, 但上述方法存在工藝復雜 ,處理周期長 ,或是處理后模具存在較大畸變,或是形成的鍍層薄而脆, 磨損極快 , 容易出現早期裂紋等缺點 ,在實際應用中存在一定的問題, 因而探索出一種提高 H13鋼表面性能的實用新工藝 ,將具有重要的實際意義。理想的表面改性涂層應與基體保持良好的結合, 具有足夠的厚度, 無缺陷 , 適宜的物理化學等性能,激光表面工程可有效地改善材料的表面性能，對于模具表面強化, 修復及提高使用壽命效果顯著。本文采用高能束激光熔融處理, 在 H13 鋼表面獲得激光熔凝層, 在不改變模具鋼表面成分的條件下 ,實現鋼基表面的“自強化”,并結合鋁合金壓鑄模的實際使用情況 ,對熔凝層的組織結構 ,硬度 、耐磨 、耐蝕性能進行綜合評價, 為提高 H13 鋼壓鑄模使用壽命提出了有效的途徑。
1 試驗材料 、工藝及方法
1.1 試驗材料及激光熔凝處理工藝
試驗基材為經淬火及回火處理的 H13 熱作模具鋼,其化學成分(質量分數, %)為:0.32 ～ 0.45C 、0.8～ 1.2Si 、0.2～ 0.5Mn、4.75 ～ 5.5Cr、0.8 ～ 1.2Mo、1.1～1.75V 。樣品表面經砂紙打磨、噴砂 、清洗 、干燥后施行黑化處理, 采用 TJ-HL-2000 型 CO2 激光器進行熔凝處理,最佳工藝參數為:輸出功率為1200W, 光斑直徑為3mm ,焦距為 300mm , 激光束掃描速率為 400mm/min,大面積激光掃描搭接率為 30%。1.2 試驗方法
金相樣品的制備取自垂直于激光束掃描方向的橫截面。采用 Olympus BX60 型光學圖像分析系統分析熔凝層的組織形貌;用 D/max2500PC 型 X 射線衍射儀測定基材及熔凝層的相結構 ,CuK α 衍射 , 衍射束石墨濾光器單色化 , 電壓為 40kV, 電流為 40mA, 掃描速度為1.5(°)/min,掃描范圍在 30(°)～ 85(°)。采用 HVS-1000 數顯式顯微硬度計測量熔凝層的硬度 ,載荷砝碼為200g ,加載時間 15s;用MS-38型往復式磨損試驗機進行磨損性能的評定 ,樣品尺寸為 30mm×25mm×10mm , 激光處理面為 30mm ×25mm , 樣品表面粗糙度R a =0.2μm, 摩擦副為油石(粒度 0.063mm),潤滑油為N32號機油 , 滴量為10 ～ 12 滴/h, 磨損試驗參數:行程為 200mm, 磨損線速度為 400mm/s, 載荷為25N,每 10min 用感量為 0.01mg 分析天平測定樣品的磨損失重 ,并添加潤滑油 。電化學腐蝕試驗樣品的尺寸為 10mm ×10mm ×10mm, 熔凝面磨制成金相樣品, 并用 1μm 鉆石膏研磨。利用 EG&G Parc 273型恒電位儀測定基材及激光熔凝層的電化學極化曲線, 從而確定熔凝層的電化學腐蝕性能。為接近實際工況 , 腐蝕介質為工業中壓鑄鋁合金工件使用的脫模劑, 23℃恒溫 , 用飽和甘汞電極(SEC)作參比電極, 鉑電極作輔助電極 ,預先測定樣品在介質中的自腐蝕電位 , 待體系穩定后測定電化學極化曲線 ,初始電位設定為小于自腐蝕電位 200mV,電位掃描速度為1mV/s。
2 試驗結果及分析
2.1 激光熔凝層的組織結構
圖1 為 H13 熱作模具鋼基材的組織形貌 ,其組織為回火索氏體;圖 2 為經激光熔凝處理后熔凝層的組織形貌, 熔凝層厚度約為 0.5mm ,組織致密、無孔洞及裂紋等缺陷 。由圖 2 可以看出, H13 鋼經激光熔凝處理后其組織發生明顯的變化, 由表及里依次為熔凝區、過渡區、相變硬化區和熱影響區,其中過渡區和熱影響區分布較窄,分布區界限不明顯。激光熔凝掃描時, 熔池內金屬熔體的凝固是一個動態過程 ,隨著激光束的連續掃描 ,熔池中金屬的熔化和凝固同時進行 ,熔池的底部與被加熱至微熔狀態的固態母材晶粒相接觸, 非均勻晶核依附于這個表面形核,其形核率顯著提高,從而使熔凝層的結晶組織明顯細化。H13鋼激光熔凝層的結晶形態取決于熔池內形狀控制因子 , 即熔池內結晶方向上的溫度梯度 G和凝固速度 R 之比 G/R 。在熔池的底部 R 趨于0, 而此處的溫度梯度最大, 這樣 G/R 值很大, 因而熔池底部的凝固組織以極低的生長速率沿晶界或相界呈外延式生長;而熔凝層的中部, 隨 R 的增大和 G/R 逐漸減小,沿熱流方向形成規則的柱狀與樹枝狀混合的晶體生長形態 ;在熔池的頂部 ,則形成極其細密的樹枝晶。圖3 為 H13 鋼基材(Ⅰ)及激光熔凝層(Ⅱ)的X射線衍射譜,由圖 3可知與基材相比 ,激光熔凝層增加了Cr7C3 、Cr23C6和MoC碳化物。2.2 激光熔凝層的磨損性能
圖4 為H13鋼激光熔凝層硬度分布曲線 ,圖5 為磨損曲線。由圖 4可見,H13鋼經激光熔凝處理后表面硬度明顯提高 。試驗中還發現隨激光束掃描速率的提高 ,熔凝層硬度有增加的趨勢 ,綜合考慮熔凝處理的影響因素,本試驗采用 400mm/min的掃描速率。從熔凝層X射線結構分析結果可知,熔凝層中含有許多新的碳化物強化相,這種結構是在常規熱處理狀態下難以得到的,因而碳化物彌散強化及快速熔凝的固溶強化將對熔凝層抗磨損性能的提高起到有益的作用。通過金相觀察可以看出, 激光熔凝處理后, 其組織明顯細化, 由 Hall-Petch公式:σs =σ0 +Kyd^(-1/2) 可知, 細密的熔凝層組織產生的細晶強化 ,有利于提高熔覆層的屈服強度 ,使之在磨損過程中減少物料轉移 ,并抵抗摩擦副磨粒的磨削。2.3 激光熔凝層的電化學腐蝕性能金屬材料在結晶過程中由于成分偏析而導致成分分布不均勻,相界、晶界的存在等原因導致微觀結構的不均勻,同時晶體中固有缺陷的存在,均造成表面自由能出現較大的起伏, 導致表面自由能不均勻, 因而引起較大的電勢差, 形成局部腐蝕原電池。由腐蝕原電池的基本原理可知 ,對于同一種材料 ,其在腐蝕介質中的腐蝕速率隨表面局部電勢差的增大而遞增。鋁合金壓鑄模在實際使用過程中, 為提高壓鑄件的表面質量 ,同時增加模具的冷卻效果, 常在模具上噴灑脫模劑, 這樣不可避免造成模具表面的電化學腐蝕。圖6 為H13 鋼基材及激光熔凝層在脫模劑介質中的電化學陽極極化曲線 。由圖6 可以看出,與基材相比 ,熔凝層的自腐蝕電位明顯正移, 由-427mV 上升為-281mV, 腐蝕電流為H13 鋼基材的40%, 維鈍電流密度由10^(-2) A·cm^(-2)下降至10^(-5) A·cm^(-2) 。H13 鋼激光表面熔凝處理 ,利用激光快速加熱, 迅速冷卻的特點, 可使材料的表面結構、成分等均勻化 , 減小了表面局部自由能的差異, 從而使其電化學腐蝕性能明顯改善。3 結論
(1) 采用激光熔凝強化處理, 在 H13 鋼表面獲得了無缺陷的熔凝層 , 熔凝層組織呈定向生長形態。X射線分析表明熔凝層析出了彌散的 Cr7C3 、Cr23C6 和MoC碳化物 。
(2) H13鋼經激光熔凝處理后,其顯微硬度有一定的提高。磨粒磨損試驗表明,激光熔凝層的耐磨性能為H13鋼基體的1.8 倍,其強化機制主要是激光快速熔凝的過飽和固溶強化、細晶強化和碳化物彌散強化。
(3) H13鋼經激光熔凝處理后 ,其耐腐蝕性能得到改善,自腐蝕電位正移 ,維鈍電流明顯減小 。
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