原标题：铝合金差压铸造用H13模具钢的失效分析

H13模具钢凭借优异的热疲劳性能、耐蚀性能等被广泛应用于金属模具生产，其在服役过程中不仅承受机械冲击还受到冷热循环冲击。随着制造业生产效率和精度的提高，工作环境持续恶化，如更高的工作温度、更大的冲击载荷和更高的工作频率等，对模具钢的服役寿命带来了挑战。差压铸造是利用压力将熔体压入模具腔体的过程，是铝合金汽车零部件经济高效的制造方式之一。模具在服役过程中受到高压、高温、化学腐蚀的作用，容易造成模具过早失效。失效形式包括热疲劳裂纹、熔体流的侵蚀、铝液对模具表面的腐蚀和焊接、模具接触面的变形和严重断裂等。这些缺陷会影响铸件的外观甚至是铸件的质量，通常用经济有效的焊接覆层修复手段来尽可能延长模具的服役寿命。影响模具的服役寿命的因素有很多，如模具材料的性能，在生产过程中最佳熔融金属温度、填充压力和模具回火/冷却等。生产效率的提高和模具服役环境的日益恶劣造成更多模具过早失效。通常，模具成本占生产铝压铸件总成本的8%~15%，而过早的模具失效会导致生产成本增加。因此，探究模具失效原理对生产增效降本具有积极意义。

为探讨模具失效机理，提高模具寿命和可靠性，本研究对用于差压铸造铝合金铸件的H13钢失效模具进行分析，以了解其失效原理，旨在为相关生产提供参考。

图文结果

试验对象为过早失效的差压铸造模具，其化学成分见表1。铝液温度为720 ℃，模具工作温度为350 ~720 ℃，生产过程中通过水冷冷却模具，生产节拍在5 min左右，模具表面喷有200 μm厚的保温涂料，模具钢硬度（HRC）为42~46，工作压力为0.27 MPa，生产模次在10 000模次左右发生开裂，远没有达到使用寿命。H13模具钢在1 030 ℃下奥氏体化100 min，然后氮气淬火至150 ℃，随后空冷至室温，最后将淬火后的H13钢分别在580 ℃和590 ℃下回火5 h。

在生产过程中，模具浇口位置承受较高的温度和温度差，容易开裂。从失效模具中提取出一个接近浇口的单元进行分析，见图1。可以发现，贯穿型裂纹由模具浇口向内部分布。从浇口裂纹源头处取样并利用SEM电镜和EDS能谱观察裂纹形貌，分析裂纹成因；从浇口处和远离浇口处分别取样，依次用250号、800号和1 200号砂纸进行打磨，并用0.25 μm研磨膏进行机械研磨抛光，随后用体积分数为4% HNO3腐蚀液进行腐蚀，利用光学显微镜（AXIO VERT.A1）和SEM扫描电镜（SU5000）对比观察表面组织和内部基体组织的区别；利用Smart Lab 9kW型Cu靶X射线衍射仪对浇口表面和模具基体进行残余应力分析，工作电压为40 kV，工作电流为100 mA，测试角度为20°～120°，步进速度为2 （°）/s；利用显微硬度计自浇口表面向内部测定16个硬度点硬度分布情况，载荷为2.94 N，保持时间为10 s。

表1 H13模具钢的化学成分(%)

图1 失效模具照片
1.基体 2.裂纹 3.冒口表面

在浇口裂纹处切取试样，将试样在酒精中用超声波清洗干净，利用扫描电镜对裂纹表面形貌以及表面成分进行测试。图2为模具浇口裂纹断面的SEM形貌。可以看出，裂纹断面处形成了大量的金属氧化物，这是由于长时间暴露在高温环境下造成的，还发现尺寸较大的夹杂物（180 μm左右），夹杂物表面光滑且夹杂物和基体之间有裂纹形成。对图2区域进行EDS测试，结果见图3。可以看出，夹杂物区域的Mn、Cr、V含量明显高于基体，可以确定该夹杂物为金属夹杂物。在高温服役条件下，热工模具钢由于回火马氏体的动态回复、再结晶和塑性变形的产生导致力学性能有所下降，当温度达到600 ℃时，钢的抗拉强度和硬度只有原来的1/2。在循环热应力作用下，模具钢中大尺寸夹杂物与基体的应变分布不均匀，形成应变梯度促使裂纹萌生。

图2 模具浇口裂纹断面的SEM照片

图3 模具浇口裂纹断面的EDS分析

模具长时间在高温环境中工作时，表面会失去部分或全部C，造成表层组织C含量降低，成为脱碳层。脱碳使表层组织固溶C含量下降，从而弱化材料的力学性能。图4为模具浇口纵截面的金相照片。可以看出，经过腐蚀后，脱碳层与基体呈现不同的颜色衬度，在经过约10 000模次服役的模具表面发现脱碳层，脱碳层厚度约为200 μm。利用能谱仪对脱碳层和基体进行化学成分分析，见表2。可以看出，表层脱碳层的C含量远高于基体的量，而其他合金元素基本一致。脱碳会造成表层组织C含量降低，导致硬度降低，进一步使模具的热疲劳性能下降。

图4 模具浇口纵截面金相图片

表2 模具脱碳层的化学成分(%)

对模具基体的硬度进行测试，载荷为2.94 N测得的显微硬度（HV）为360左右，对应的洛氏硬度（HRC）为38，低于模具所要求的硬度（HRC，41~46）。模具试样纵截面维氏硬度分布见图5。由于碳化物析出和脱碳层的形成导致试样表面硬度降低，试样纵截面的硬度分布出现先降低再升高的趋势，而随着距表面的距离增加，硬度逐渐增加，最后趋于稳定，但是低于模具所要求的硬度。

图6为模具浇口表层和基体的SEM照片。可以发现，浇口表层组织和基体组织有较大差别。浇口表层组织析出大量碳化物，尤其沿晶界析出较为明显，而基体组织没有明显碳化物析出，从基体组织放大图中可以发现晶界处有少量碳化物析出。碳化物沿晶界析出有利于疲劳裂纹萌生并沿着晶界扩展，从而严重弱化材料的力学性能。图7为裂纹尖端的SEM组织。可以看出，由于模具长时间在高温环境中工作，在裂纹中形成了较多的氧化物。裂纹沿晶界弯曲扩展，并且有较小的分支裂纹产生。从放大图中可以发现，裂纹在晶界处萌生并沿晶界扩展，碳化物在晶界处析出，且更利于裂纹的萌生和扩展。

图8和图9为试样的XRD图谱，可见浇口表面和基体的相组成一致。

图5 试样纵截面显微硬度分布

图6 模具SEM组织

图7 模具浇口裂纹尖端的SEM照片

图8 试样的XRD图谱

图9 不同残余应力下试样的XRD图谱

结论

（1）H13模具钢中存在较大尺寸（180 μm左右）的金属夹杂物，并且金属夹杂物和基体之间形成了裂纹，因此，夹杂物是形成裂纹的原因之一。

（2）模具浇口服役温度较高，形成深200 μm左右的脱碳层，并比基体析出更多的碳化物，弱化了模具材料的力学性能，易于疲劳裂纹的萌生和扩展。

（3）模具浇口表面和模具内部基体的残余应力为70.5 MPa，没有明显的残余应力梯度产生，残余应力不是模具过早开裂失效的原因。

《铝合金差压铸造用H13模具钢的失效分析》

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本文转载自：《特种铸造及有色合金》