热作模具钢DM的高温稳定性和热疲劳性能

热作模具用于热锻、压铸和挤压等热成形[1]，承受严酷的温度和机械载荷 应用于锻造的模具其寿命的受限因素包括：疲劳造成的断裂、磨损引起的尺寸误差和在过载条件下产生的应力集中[2] 应用于压铸模具的失效类型可分为：大尺寸裂缝，角裂以及磨损或侵蚀引起的龟裂[3] 铝挤压模具的两种主要失效方式的比例为：疲劳断裂为46%，磨损为26%[4] 热疲劳性能是影响金属热成形过程中模具性能和经济效益的关键因素[5]，因此具有较好高温服役性能的新型热作模具钢DM备受关注

制造热作模具的材料，一般选用含碳量(质量分数，下同)为0.4%左右的中合金钢，如H13和3Cr2W8V钢，其合金总量较为接近，分别约为9.0%和12.0%，淬火硬度为55 HRC左右 同时，此类材料在服役过程中承受较高的热应力载荷，容易发生回火软化，而基体中细小弥散的第二相颗粒与滑移位错交互作用产生强化 因此，具有二次硬化的材料抗回火软化能力较强 国内外学者研究了材料的高温热稳定性和热疲劳性能机理 Abel等[6]研究淬火时效合金经受疲劳载荷反复剪切时发现，共格相重溶于基体导致软化；McGrath等[7]研究发现，淬火时效合金在疲劳应力作用下组织中出现明显的无碳化物析出区域；崔辰硕等[8]指出，碳化物与运动位错的交互作用是影响热强性的重要因素；Yan等[9]研究9%~12%Cr铁素体-马氏体耐热钢时发现，提高析出相的稳定性、优化析出相的分布是提高组织稳定性的关键 李爽等[10]对比研究了SDCM钢和H13的组织与性能，认为碳化物类型不同引起的抗回火性能和高温导热率的差异，是SDCM-S材料比H13钢具有更高的热疲劳性能的原因 Min等[11]认为，高温稳定性主导热作模具钢的抗热疲劳性能，归因于高硬度对非弹性变形的抑制，并分析了碳化物对热疲劳行为的影响 杨金侠[12]发现，K465镍基高温合金的高温稳定性、热疲劳性能都与MC碳化物分解、M6C碳化物析出和gama prime相的形态演变密切相关 因此，对于碳化物类型丰富的热作模用材，分析其碳化物演变特征是研究其高温稳定性与热疲劳性能的重点 本文研究新型热作模具钢DM在不同服役条件下的组织和性能，计算碳化物生成自由能并阐明高温热稳和热疲劳两种服役条件下DM钢的组织演变机理

1 实验方法1.1 实验用材料的制备

实验用新型锻模用材DM钢的制备工艺为：40 t EF+40 t LF+40 t VD浇注电极棒→电渣重熔直径 600 mm电渣锭→2000 t快锻锻造→退火→检验 锻造加热温度：1200~1220℃；终锻温度不低于850℃ 锻造后进行正火和球化退火热处理 正火温度为1020~1040℃；等温球化退火采用退火工艺孕育阶段温度为840~860℃，碳化物长大阶段的温度为720~740℃ DM钢的化学成分列于表1 热疲劳性能试样的淬回火工艺为：DW钢1030℃淬火后560℃回火2 h，两次，硬度为49±1 HRC

Table 1

表1

表1DM钢的化学成分

Table 1Normal chemical composition of DM steel (mass fraction，%)

	C	Mn	Si	Cr	Mo	W	V	Fe
DM	0.40	1.0	0.3	2.3	1.7	1.7	1.0	Bal.

1.2 高温热稳定性

用高温保温后试样的硬度表征材料的热稳定性能 试样的尺寸为20 mm×20 mm×10 mm 将其在 S2-5-12箱式炉中加热并保温，使用MH-3型显微硬度计按照标准《GB/T230金属材料洛氏硬度试验》测定硬度，取5次测定结果的平均值，并绘制热稳曲线

1.3 热疲劳性能实验

使用Uddeholm自约束热疲劳测试设备[13]进行热疲劳实验 依据GB/T 15824-2008《热作模具钢热疲劳试验方法》设计该装置，可提供近似热加工工况的实验条件 热疲劳试验机的结构，如图1所示 其中固态高频电源提供能量，通过感应线圈使试样迅速升温，试样经过升温和短暂均温后，再进行喷淋冷却，如此往复循环，直至试样到达设定的循环次数或发生热疲劳失效为止 热疲劳试样尺寸如图1所示，实验前将试样碾磨和抛光

图1



图1热疲劳试验机的结构和试样的示意图

Fig.1Schematic of the thermal fatigue test apparatus and specimen

将试样在室温~700℃之间连续冷热循环3000次后，在12%HCl溶液中浸蚀10~15 min去除表面氧化皮，在体视显微镜下观察表面裂纹的形貌 进一步将距离试样顶端10 cm处垂直剖开以观察裂纹深度，使用MH-3型显微硬度计测定试样截面的硬度梯度 基于Uddeholm热疲劳裂纹评价标准[14]，根据辅助评价系统分析试样的表面和截面裂纹的形貌，根据测定的裂纹总面积所占百分数(A%)、最宽主裂纹的宽度(Wmax)和热裂纹总长度(L)定义表面损伤因子Ds=A×W/L；根据测定的横截面上裂纹的面积(P%)、最深裂纹深度(dmax)和5条主裂纹的平均深度(d5A，称为5强平均深度)定义裂纹深度损伤因子Dd＝P×dmax/d5A，用D=Ds×Dd表示总热疲劳损伤因子

1.4 X射线衍射分析

低于热疲劳试验后的试样，根据XRD结果测定不同循环周次试样的位错密度，扫描方式为步进式，步长0.01°，扫描时间3 s 用Warren-Averbach傅氏分析法及Williamson-Hall Plot多线条法分析基体组织的位错密度[15,16]

1.5 金相和透射电子显微镜表征

用MA 100型金相显微镜观测热疲劳试样表面的裂纹形貌 用JEM-2100F型高分辨电镜(TEM)观察样品中的精细结构、碳化物形貌和分布，用选区电子衍射(SAD)和X射线能谱(EDS) 分析碳化物的晶体结构和物相 采用碳膜复型萃取碳化物后进行TEM拍摄并采用Digital Micrograph软件统计分析 透射电镜的加速电压为200 kV，点分辨率为0.23 nm，附带的Inca-iet 200型能谱能量分辨率为1 eV

2 实验结果和分析2.1 高温热稳定性

图2给出了DM钢在不同温度下的热稳硬度曲线 可以看出，硬度随着保温时间的增加而下降，但是其下降梯度逐渐平缓 由图2可见，DM钢淬回火态的初始硬度为48.5 HRC，在580℃热稳保温20 h后硬度降低到40.8 HRC 而DM钢在620℃和650℃热稳保温20 h后硬度分别为38.0 HRC和33.6 HRC，表明随着热稳保温温度的提高硬度逐渐降低

图2



图2不同热稳温度下DM钢的硬度曲线

Fig.2Hardness dependence on time for DM steel at different tempering temperatures

为了深入探究DM钢热稳保温过程中的微观组织演变规律，尤其是碳化物的类型、形态、分布等特征，用透射电子显微镜对比分析了在620℃热稳保温1 h和20 h后三种实验钢的精细结构 图3和图4给出了热稳保温1 h后DM钢的显微组织特征 由图3a可见，在马氏体板条边界处出现大量复杂缠结的位错，并在位错间析出弥散分布的纳米碳化物，具有典型的回火马氏体组织 Liu等[17]研究发现，位错易在碳化物处缠绕形成高密度位错区，He等[18]认为碳化物对位错起钉扎和拖曳作用 因此，这些细小的颗粒状碳化物对位错的运动产生较大阻碍作用，影响热稳过程中回复软化现象的发生 图3b暗场像给出了此类呈薄片状的碳化物，其厚度为15~30 nm，长度约达100 nm；图3c中的衍射斑点标定为正交晶系M3C型碳化物(表2) 由于合金元素Mn、Cr、Mo和W在高温热稳保温过程中在铁素体中扩散，它们易置换渗碳体中的Fe原子形成合金渗碳体 这与图3d所示碳化物EDS能谱测定结果相一致 特别是，图4a中沿马氏体板条束边界析出长达600 nm的细杆状碳化物，其衍射斑点如图4c所示，呈六方晶系M7C3型(表2) Inoue等[19]指出，M7C3型碳化物可呈现正交、六方两种晶体结构，而在M3C→M7C3→M23C6的原位转变过程中M7C3型碳化物是由正交向六方晶系演变而形成 同时，SAD分析发现，图4c中出现了另外一套衍射斑点，标定为面心立方M23C6型碳化物，表明此区域内碳化物存在部分转变的M23C6型 因此，可归因于相界作为原子快速扩散、偏聚通道，促进板条边界处碳化物优先完成M7C3、M23C6型转变，并使板条间与板条内的碳化物形貌出现明显差异

图 3



图 3DM钢在620℃热稳保温1 h后的TEM照片

Fig.3TEM morphologies of DM steel after tempering at 620℃ for 1 h (a) bright-field image, (b) and (c) dark-field image of the strip-like carbides and corresponding SAD pattern, (d) EDS spectra of the strip-like carbides

图 4



图 4DM钢在620℃热稳保温1 h后的TEM像

Fig.4TEM morphologies of DM steel after tempering at 620℃ for 1 h (a) bright-field images, (b) and (c) dark-field image of the rod-like carbides and corresponding SAD pattern

Table 2

表2

表2DM钢在620℃热稳保温1 h和20 h后碳化物的形貌、尺寸和类型

Table 2The morphologies, sizes and types of carbides after tempering at 620℃ for 1 h and 20 h of DM steel

	Morphology	Size (Length) /nm	Type
1 h	Strip	100	M3C
	Rod	600	M7C3, M23C6
20 h	Needle	100 ~ 200	M2C
	Block	50 ~ 100	M7C3

图5a给出了在620℃热稳保温20 h后DM钢的TEM明场像，与热稳保温1 h的情况相比，板条内的网状位错趋于消失，且位错倾向团聚于板条束边界并逐渐向位错胞演变，组织基体与热稳保温1 h的情况相比出现了明显的回复 而在图5b给出的板条内存在弥散碳化物的局部区域，仍可以观察到稀疏位错，反应了细小碳化物对位错的钉扎和拖曳 同时，从图5a可见，板条内有长约为100~200 nm的针状碳化物(表2)，呈现出部分溶解形态 虽然Zhou等[20]认为此类碳化物可能是M3C型合金渗碳体发生原位溶解，但是DM钢在保温1 h时碳化物类型已开始由M3C型向M7C3型转变，不可能在620℃高温下长时间存在 可以推测，该类断续线状碳化物并非由M3C碳化物溶解形成，而是在热稳保温过程中析出的针状M2C碳化物逐渐溶解

图 5



图 5DM钢在620℃热稳保温20 h后的 TEM照片

Fig.5TEM morphologies of DM steel after tempering at 620℃ for 16 h

从图6a和b给出的明暗场可以观察到，组织中存在尺寸约为50~100 nm条块状碳化物(表2)，在板条间、板条内均有分布 图6c中的衍射斑点标定为六方晶系M7C3型，结合图3,4中DM钢热稳保温1 h分析结果，随着热稳保温时间的增加板条内的片状合金渗碳体逐渐转变为块状M7C3型碳化物；板条间的碳化物，由沿板条界面而形成的细杆状逐渐长大并粗化，其形貌演变为条块状

图 6



图 6DM钢在620℃热稳保温20 h后的 TEM照片

Fig.6TEM morphologies of DM steel after tempering at 620℃ for 16 h (a) bright-field image, (b) and (c) dark-field image of the carbides and corresponding SAD pattern

2.2 热疲劳行为及裂纹演变机理

图7a给出了经400次热疲劳循环后DM钢的表面形貌，可见试样表面出现了不同程度的起皱 随着热疲劳循环的进行试样表面的塑性变形逐步累积，表面皱褶逐步加深并最终促使了热疲劳裂纹的萌发和扩展；图7b给出了经600次循环后的试样表面形貌，可见在试样表面已产生裂纹，热疲劳裂纹总体而言较为细小且弥散分布，但是试样的局部某些位置已经产生了均匀且朝同一方向扩展的裂纹 这些结果表明，此时热疲劳裂纹已经趋于发育成熟，热疲劳裂纹萌生阶段结束；图7c给出了经1000次热疲劳循环后试样的表面裂纹形貌，可见热疲劳裂纹沿轴向、横向同时延伸，且相互交织形成完整的网状裂纹，表明热疲劳过程已经进入裂纹扩展阶段；图7d给出了经2000次热疲劳循环后试样的表面裂纹形貌，可见试样表面出现多条纵向主裂纹，且较之于1000次循环周次的情况其裂纹的宽度增大，表明裂纹逐渐由扩展阶段向粗化阶段演变；图7e给出了经3000次热疲劳循环后试样最终的表面裂纹形貌，可见热疲劳主裂纹已经贯穿整个观测视场

图7



图7DM钢热疲劳循环不同周次后的表面裂纹形貌

Fig.7Macroscopic morphologies of thermal fatigue cracks on the surface of DM steel after different thermal cycles (a) 400 cycles, (b) 600 cycles, (c) 1000 cycles, (d) 2000 cycles and (e) 3000 cycles

使用热疲劳裂纹处理软件计算了DM钢热疲劳裂纹的损伤因子值[13,14]，结果列于表3 DM钢热疲劳循环600次的表面损伤因子为0.021，截面损伤因子为0.10，总损伤因子为0.009；2000次热疲劳后总损伤因子为0.019；3000次的疲劳损伤因子最大，达到0.023 可见随着热疲劳周次增加，疲劳损伤因子增加，损伤程度加剧

Table 3

表3

表3DM钢热疲劳循环不同周次的损伤因子

Table 3Thermal fatigue damage factors of DM steel after different thermal cycles:

Cycles	Surface damage factor	Section damage factor	Total damage factor
600	0.021	0.10	0.009
2000	0.053	0.28	0.019
3000	0.077	0.29	0.023

在热疲劳测试过程中，试样经受不断的加热和冷却循环，逐步发生回火转变 因此，分别选取裂纹萌生阶段600周次、裂纹扩展阶段2000周次和裂纹粗化阶段3000周次的疲劳试样分析其截面硬度梯度 热疲劳试样的初始硬度为50HRC，对应的维氏显微硬度约为510 HV，经600次热疲劳循环后试样表面的硬度已经开始下降，在距表面0.4 mm范围内软化情况最恶劣，硬度值最低下降至445 HV，如图8所示 在总体上，越靠近试样的表层，硬度的降低越明显 对比经过2000次和3000次热疲劳试样的硬度梯度，最表层硬度值分别下降约至419 HV和363 HV，严重软化区深度为2 mm 在DM钢的热疲劳过程中，随着循环次数的增加软化区显著扩大，其硬度逐渐降低

图8



图8DM钢热疲劳循环不同周次后截面的硬度梯度

Fig.8Hardness gradient on the cross section of DM steel after different thermal cycles

为了更清晰地分析DM钢不同热疲劳循环周次后表层碳化物的析出行为，分别对DM钢热疲劳循环不同周次后的试样采用碳膜萃取复型技术，获得试样表层碳化物 在高分辨透射电子显微镜下观察碳化物的形态和分布，如图9,10,11,12所示 其中图9a、10a为放大倍数300倍TEM照片，可见组织中存在马氏体板条束，随着热疲劳循环周次增加至2000次马氏体板条束已经趋于消失，如图11a 而当热疲劳循环周次达到3000次，可观察到粗化的碳化物颗粒其主要形态为不规则球状，方块状和杆状(图12b) 根据对应的衍射花样可将其分为面心立方M23C6和M6C型两类 与文献[21,22]的结果吻合 Fe-Cr-Mo-W-V钢在疲劳和回火过程中易形成不规则球状、方块状M23C6型碳化物，杆状M6C型碳化物 同时对比图9,10,11,12可知，0~600次热疲劳循环后碳化物细小弥散分布；2000次热疲劳循环后部分碳化物出现聚集长大，仍然能发现尺寸小于10 nm的细小碳化物；3000次热疲劳循环后基本上见不到细小碳化物，表明碳化物已经明显粗化

图9



图9DM钢热疲劳测试前TEM碳膜的复型图像

Fig.9TEM images of DM steel before thermal fatigue test by carbide extraction replica technique (a) 300 X; (b) 10000 X

图10



图10DM钢热疲劳循环600次后TEM碳膜复型图像

Fig.10TEM images of DM steel after 600 thermal cycles by carbide extraction replica technique (a) 300 X; (b) 10000 X

图11



图11DM钢热疲劳循环2000次后TEM碳膜复型图像

Fig.11TEM images of DM steel after 2000 thermal cycles by carbide extraction replica technique (a) 300 X; (b) 10000 X

图12



图12DM钢热疲劳循环3000次后TEM碳膜复型图像

Fig.12TEM images of DM steel after 3000 thermal cycles by carbide extraction replica technique (a) 300 X; (b) 10000 X; (c) diffraction patterns of the region c in fig.12 (b); (d) diffraction patterns of the region d in fig.12 (b)

使用Digital Micrograph软件统计每个疲劳周次10张照片中碳化物的尺寸分布[23] 按照对比度提取碳化物颗粒，得到每个碳化物的面积、周长等数据，统计结果如图13,14所示 由图13可见，随着热疲劳周次的增加碳化物面积百分比逐渐升高，未经热疲劳循环的碳化物面积百分比为8.8%，热疲劳循环600、2000和3000周次后碳化物面积百分比分别为10.2%、28.7%和32.1% 这些结果表明，热疲劳循环周次增加促进碳化物析出，而600周次疲劳循环以内碳化物总量差异较小，当循环周次大于2000次后碳化物总量呈现显著增加趋势

图13



图13热疲劳循环不同周次后碳化物的面积百分比

Fig.13Area precentage of carbides after different thermal cycles

图14



图14热疲劳循环不同周次后碳化物的尺寸分布

Fig.14Diameter distribution of carbides after different thermal cycles (a) 0 cycle, (b) 600 cycles, (c) 2000 cycles and (d) 3000 cycles

进一步统计了碳化物的等效直径，结果如图14所示 可将碳化物尺寸分为10~30 nm、30~50 nm、50~100 nm、100~150 nm和大于150 nm 未经热疲劳循环和热疲劳循环600次的碳化物等效直径峰值均处于10~30 nm，分别为占总碳化物面积百分比的25.9%、27.3%，如图14a和b所示 热疲劳循环2000次后等效直径为50~100 nm、100~150 nm和大于150 nm的碳化物所占面积百分比接近，分别为26.6%、28.6%和27.6%，如图14c所示 热疲劳循环3000次后等效直径为100~150 nm碳化物所占面积百分比最大51.8%，如图14d所示 还可观察到，大于150 nm碳化物所占面积百分比在所有热疲劳周次下均较高，为19.3~27.6% 其原因是，DM钢的Mo、W和V含量较高，组织中有较多的液析碳化物 结果表明，热疲劳循环600周次以内碳化物尺寸变化差异较小，而2000周次后主要存在的碳化物尺寸逐渐由10~30 nm增大到至100~150 nm

采用XRD线型分析平均晶格畸变和相干衍射域尺寸，研究DM钢热疲劳组织特征 畸变主要由位错应力场引起，固溶原子和析出相也有部分贡献 相干衍射域的尺寸主要受界面(位错墙，小角晶界，大角晶界等)数目影响，两者都与位错密度有密切的关系 通过均方根应变ε 212和相干衍射域尺寸D可由

πρ=32π<ε2>12Db

(1)

较为准确地估算位错密度[15,16,24] (1)式中D为相干衍射域尺寸，b为位错的柏氏矢量 根据图15测得DM钢热疲劳循环不同周次后X射线衍射图谱，计算出图16所示DM钢热疲劳循环不同周次后表层位错密度 由图16可见，随着热疲劳循环周次的增加位错密度呈现下降趋势 未经热疲劳循环时DM钢位错密度为1.72×1015 m-2，热疲劳循环600次后DM钢表层位错密度呈现显著下降，其值为8.16×1014 m-2，下降幅度高达52.6% 而当热疲劳循环2000次、3000次后位错密度分别为5.12×1014 m-2和2.47×1014 m-2，下降幅度分别为17.7%和15.4%，但是位错密度下降幅度趋于平缓

图15



图15DM钢热疲劳循环不同周次后的X射线衍射图谱

Fig. 15XRD spectrum of DM steel after different thermal cycles

图16



图16DM钢热疲劳循环不同周次后表层位错的密度

Fig.16Dislocation density on the surface of DM steel after different thermal cycles

这些结果表明，DM钢的疲劳循环在0~600周次下处于裂纹萌生阶段，碳化物粗化程度较弱，但是位错密度的下降较为明显；而当疲劳循环达到2000周次以上时处于裂纹扩展和粗化阶段，试样表层软化程度加剧，位错密度已下降至较低值，碳化物显著粗化 这一结果与Medvedeva等[25]对热作模具钢高温性能的研究结论一致 文献[25]认为，短循环周次热疲劳性能受控于位错重排和湮灭，长循环周次热疲劳性能受控于碳化物粗化程度 同时，亦进一步证明热作模具钢中碳化物的热稳定性对热疲劳性能起重要作用

3 讨论

在高温条件下碳化物形貌、类型、成分的逐渐演变，对材料热稳性能和热疲劳性能产生显著影响 同时，碳化物的演变有一定的规律和次序 为了计算碳化物的生成自由能，只考虑可形成碳化物的合金元素，Fe、Cr、Mo(W)、V和C五个元素组成的固溶体，其中Fe为溶剂，Cr、Mo(W)、V和C为溶质，则该体系中碳化物MxCy的形成反应式为

x[M]+y[C]=MxCy

(2)

式中自由能变化ΔGT,P即为碳化物的生成自由能ΔGMxCy 根据DM钢的合金成分和微观分析结果，存在的碳化物主要为Fe3C、Cr7C3、Cr23C6、Mo2C、Fe3Mo3C、MoC和VC 由于DM钢合金含量较低，为了简化计算，视其为混合Henry标准态，将生成的碳化物Fe3C、Cr7C3、Cr23C6、Mo2C、Fe3Mo3C、MoC和VC视为纯物质，其活度为αi，由于溶剂主要成分为Fe，接近纯物质，其活度αFe≈1 在等温等压条件下，自由能变化为

ΔGT,P=∑νiμi

(3)

其中νi为组元i计量系数，μi为组元i化学势，公式3可进一步表示为

ΔGT,P=ΔGΘ+∑νiRTlnαi

(4)

其中ΔG即为ΔGΘ为化学反应的标准自由能，活度αi为

αi=fi[%i]

(5)

其中fi为组元i的活度系数，[%i]为组元i的质量分数，因此碳化物MxCy的生成自由能ΔGMxCy可表示为

ΔGMxCy=ΔGΘMxCy-xRTln[%M]-yRTln[%C]-xRTlnfM-yRTlnfC

(6)

根据热力学数据手册[26]可计算出DM钢中碳化物Fe3C、Cr7C3、Cr23C6、Mo2C、Fe3Mo3C、MoC和VC的生成自由能，如表4所示 考虑到各类碳化物析出时过饱和马氏体基体中C原子分布一致，将表4所列DM钢中各碳化物生成自由能对碳原子归一化处理后与温度的关系绘于图17 由图17可见，在620℃碳化物的生成自由能的大小排序为Fe3C＞Cr23C6＞Cr7C3≈VC≈Mo2C＞Fe3Mo3C 根据热力学自由能最低原则，渗碳体逐渐向Cr系碳化物(Cr23C6和Cr7C3)、Mo系碳化物(Mo2C、Fe3Mo3C和MoC)、V系碳化物(VC)演变 这与高温热稳定显微分析结果一致 DM钢在620℃热稳保温1 h晶内出现合金渗碳体(图3)，晶界处形成M7C3和M23C6型碳化物(图4) 当热稳保温时间增加到20 h，M2C型碳化物逐渐溶解(图5)，并伴随着片状和杆状碳化物转变为块状M7C3型碳化物(图6) 但是，由图17可以看出，温度高于500 K后Cr23C6碳化物形成自由能高于Cr7C3 大量研究结果[18,62]表明，Cr7C3为亚稳碳化物，在高温下最终转变为Cr23C6型 这一演变规律与自由能的计算结果不同，因为考虑Cr系碳化物间发生的原位转变时不能采用Henry标准态进行热力学计算，其组元化学势也将发生显著变化 Mo2C、Fe3Mo3C、MoC的Mo系碳化物间的类型转变，也不能以此热力学数值对比评估 但是，这并不妨碍通过热力学计算分析620℃时不同成分的M3C(Fe系)、M7C3(Cr系)、M6C(Mo系)型碳化物生成自由能的高低，分别为27765.5 J/mol，3841.5 J/mol，-7138.1 J/mol，这与热疲劳性能微分析结果相吻合 随着循环周次增加到3000次位错密度下降至较低值，此时基体组织的回复程度要高于620℃热稳20 h，因此大量形成稳定性高的Mo系M6C型碳化物(图12所示)

Table 4

表4

表4DM钢中碳化物的生成自由能ΔGMxCy

Table 4The free energy of formation for the carbides in ΔGMxCy DM steel

Reaction equations	ΔG/J·mol-1	Temperature range/℃
3[Fe]α+[C]=Fe3C	ΔGFe3C=6450+23.09T	25~727
7[Cr]+3[C]=Cr7C3	ΔGCr7C3=-356120+398.25T	25~1857
23[Cr]+6[C]=Cr23C6	ΔGCr23C6=-887890+1156.19T	25~1520
2[Mo]+[C]=Mo2C	ΔGMo2C=-123410+135.54T	25~1100
3[Fe]+3[Mo]+[C]=Fe3Mo3C	ΔGFe3Mo3C=-149497+154.21T	25~900
[Mo]+[C]=MoC	ΔGMoC=-125500+89.98T	25~700
[V]+[C]=VC	ΔGVC=-77180+92.29T	25~2000

图17



图17DM钢中各碳化物单位摩尔生成自由能与温度的关系

Fig.17Relationship of the free energy of formation for the carbides in DM steel with temperature

4 结论

(1) 在DM钢的热稳保温过程中，硬度随着热稳时间的增加而下降；在620℃热稳保温1 h后，DM钢的组织为分布在板条马氏体内的100 nm细杆状M3C型碳化物和板条边界处的M7C3、M23C6型碳化物组成 热稳保温20 h后DM钢的组织发生明显回复，针状M2C型碳化物发生逐渐溶解，在板条间和板条内生成了50~100 nm条块状M7C3型碳化物

(2) DM钢热疲劳循环600周次内碳化物尺寸变化差异较小，位错密度由1.72×1015 m-2下降到8.16×1014 m-2，幅度高达52.6%，处于热疲劳裂纹的萌生阶段；2000周次后主要碳化物的尺寸变化显著，由10~30 nm增加到100~150 nm，位错密度的下降趋于平缓，热疲劳裂纹开始扩展和粗化 中短循环周次后的DM钢，其热疲劳性能受控于位错重排和湮灭，长循环周次热疲劳性能受控于碳化物粗化程度

(3) M3C(Fe系)、M7C3(Cr系)、M6C(Mo系)型碳化物的生成自由能分别为27765.5 J/mol，3841.5 J/mol，-7138.1 J/mol，在热稳定过程中渗碳体逐渐向Cr系碳化物(Cr23C6和Cr7C3)、Mo系碳化物(Mo2C、Fe3Mo3C和MoC)演变，热疲劳后生成大量稳定性高的Mo系M6C型碳化物

1 实验方法1.1 实验用材料的制备 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图11.4 X射线衍射分析1.5 金相和透射电子显微镜表征2 实验结果和分析2.1 高温热稳定性 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图3 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/table_thumbnail_icon.png"/>表2 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图62.2 热疲劳行为及裂纹演变机理 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/table_thumbnail_icon.png"/>表3 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图9 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图11 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图13 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图15 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/table_thumbnail_icon.png"/>表4图174 结论