当前汽车行业正经历百年未有之变局，电动化、智能化、网联化、共享化与绿色化成为核心发展方向，推动产业生态全面重构。为满足汽车行业需求之变化，汽车用钢研发正从“单一性能提升”转向“全生命周期优化”，通过材料创新（第三代AHSS、热成形钢、非调质钢等）、工艺革新（激光拼焊、一体化成形等）和绿色转型（绿钢生产、生物基涂层等），持续为汽车轻量化、安全性和可持续发展提供支撑。为展示近年来汽车用钢研发与应用技术的最新成果，本报特组织该专题，以飨读者。
1引言
近年来，采用锁模力6000吨以上的一体化压铸机制造电动汽车用大型部件的案例不断增加。而现有钢材制成的大型模具芯部韧性较低，原因在于钢锭中残留的析出碳化物和锻造材料的晶界碳化物，以及淬火组织形成粗大贝氏体。因此，模具容易发生裂纹并扩展，存在整体开裂的风险。
鉴于此，开发了适用于一体化压铸模具的新钢种DHA-GIGA。该钢种即使在模具芯部也具有较少的析出碳化物和晶界碳化物，呈现微细贝氏体组织，具备高韧性，同时具有良好的切削性能以应对大量切削加工需求。
本文主要介绍DHA-GIGA钢种的开发理念，以及韧性与淬火速率的相关性，同时简要介绍冲击试样的缺口形状、试验温度和晶粒尺寸对韧性的影响。
2开发理念
新钢种DHA-GIGA以“高韧性且易切削”为目标，定位为适用于一体化压铸模具的通用钢种。
2.1钢材特性之间的矛盾
通过成分调整改善特性A却导致特性B劣化的矛盾案例较多。典型矛盾案例为切削性与抗热龟裂性。这两种特性受Si的影响较大：Si含量低于0.3%的低硅钢不易发生热龟裂，但切削困难；Si含量高于0.9%的SKD61钢虽切削性高，但抗热龟裂性较差。
2.2矛盾的应对
优先考虑切削性而非抗热龟裂性，采用中硅含量（0.4%-0.9%Si）。作为一体化压铸模具的通用钢种，需要具备应对大量加工的切削性能。例如，对重量2吨以上的模具，若以70%的成材率从热锻材料加工，将产生850kg以上的切屑。此外，中硅含量可避免模具温度过低，有望减少对薄壁、长流动距离的一体化压铸熔体流动性的阻碍。
2.3最大特征：高韧性
在确保切削性的基础上，专注于高韧性设计。通过高韧性避免整体开裂，以实现预期的模具寿命，防止因难以焊接修复的突发开裂导致模具早期失效。
实现高韧性所需的高淬透性，同时需兼顾与之矛盾的球化退火（以下简称“SA”）性能。
2.4对热龟裂的认识
抑制热龟裂可采取提高硬度、表面处理、少量喷涂脱模剂等措施。若裂纹显现，需反复进行焊接修复。随着修复次数增加，模具外观面会被焊接材料覆盖，即模具钢材对抗热龟裂性的作用减弱。在此过程中，作为修复基础的模具钢材避免整体开裂是最为重要的，而热龟裂主要受焊接材料和施工方法的影响。
3大型模具的低韧性
在研究高韧性成分体系之前，需明确韧性的阻碍因素。第一因素是钒（V）系粗大碳化物，第二因素是粗大贝氏体。以下结合模具制造工序“①钢锭铸造-②均热-③热锻-SA-模具粗加工-④淬火回火-⑤精加工”阐述其概要。
3.1V系粗大碳化物
低韧性的第一因素“V系粗大碳化物”有两种：一种是10-100μm的析出碳化物，另一种是1-5μm的晶界碳化物。
3.1.1析出碳化物
大钢锭凝固过程中（①），10-100μm的碳化物易在偏析部位密集析出。这些粗大的析出碳化物属于V系，在均热（②）等后续工序中难以固溶，会残留至精加工（⑤）后的模具中。
3.1.2晶界碳化物
热锻（③）后的冷却过程中，长度1-5μm的碳化物会沿奥氏体（γ）晶界析出并呈点状分布，形成与γ晶粒尺寸相当的粗大网状组织。该晶界碳化物与析出碳化物同为V系，在SA及淬火回火（④）等后续工序中无法固溶，残留至精加工（⑤）后的模具中。
3.2粗大贝氏体
低韧性的第二因素是基体组织。模具淬火（④）时，高温下会形成粗大贝氏体组织。淬火时γ晶粒越大，贝氏体块状组织越厚长。高温转变的贝氏体粗化现象在粗大晶粒情况下尤为明显。
3.3芯部组织状态
上述趋势在模具芯部尤为显著。与表面相比，钢锭凝固速率、锻造材料冷却速率和模具淬火速率均较慢，淬火时γ晶粒也较大。因此，模具芯部存在作为“V系粗大碳化物”的析出碳化物和晶界碳化物，组织为“粗大贝氏体”，导致裂纹难以抑制，韧性较低。
4成分体系的研究
由于优先考虑切削性而非抗热龟裂性，Si含量设定为0.4%-0.9%的中等水平。从韧性（淬透性）、SA性、高温强度和抗软化性等角度，对Si以外的成分进行了研究。
4.1韧性
文中韧性指冲击试验的吸收功或冲击值。以U型缺口试样的冲击值为研究对象，成分、组织、硬度的不同组合与冲击值和断裂韧性呈正相关。
4.1.1V系粗大碳化物
热锻后冷却速率较慢时，SKD61钢的冲击值较低。再现试验表明，原因在于1-5μm的粗大V系碳化物沿γ晶界大量析出。将SKD61的Si含量从1.0%降至0.05%，可通过减少晶界析出物提高冲击值。虽然极低Si设计不仅对析出碳化物有效，对晶界碳化物的减少也有作用，但本研究采用中Si设计。
将SKD61的V含量从0.85%降至0.55%，冲击值显著提高，这是因为低V化大幅抑制了V系碳化物的晶界析出。0.55%V钢的冲击值受Si含量影响较小，与本研究的中Si设计具有良好的一致性。因此，决定采用比SKD61大幅减少V含量的成分设计。
随着V含量减少，淬火加热时均匀分散的微细V系碳化物也会减少。粒径约0.2μm的此类碳化物具有钉扎γ晶界、防止晶粒粗化的作用，是高韧性化不可或缺的因素。因此，在减少粗大V系碳化物的同时，需确保微细V系碳化物的存在。结合大钢锭析出碳化物的考虑，通过优化均热和淬火条件，确定了V含量。
4.1.2粗大贝氏体
淬火速率较慢（以下简称“缓冷”）的大型模具，芯部会在高温下转变为粗大贝氏体。即使缓冷，要通过低温转变的微细组织获得高韧性，仍需要高淬透性。
在5%铬（Cr）的SKD61钢中，钼（Mo）对3℃/min缓冷材料的高韧性化贡献较小。这一结果可通过CCT曲线图得到验证。Mo含量从0.5%增加到3%，转变点未必降低，3℃/min下的贝氏体转变温度（Bs点）仅相差约20℃。马氏体单相化的临界冷却速率约为12℃/min，Mo含量的影响较小。
另一方面，锰（Mn）对高韧性化的效果显著，这一结果也通过CCT曲线图得到验证。将SKD61的Mn含量从0.4%增加到1.1%，Bs点降低约70℃，马氏体单相化的临界冷却速率从12℃/min降至3℃/min左右。1.1Mn-SKD61的高韧性被认为是由于缓冷时也能在低温下形成微细组织。此外，增加Cr含量对高韧性化也非常有效。
因此，相比SKD61，决定采用增加Mn和Cr含量的方针。需要注意的是，淬火速率3℃/min是500℃至200℃低温段的数值。由于该低温段对韧性的影响比高温段更大，因此，予以重点关注。
4.2SA性
淬透性高的钢种SA性较差，难以软化至易于机械加工的硬度。通过增加Mn和Cr含量实现高淬透性，同时通过优化Mn/Cr比率确保SA性。
当Mn/Cr≤0.20时，通过加热到Ac3温度以上之后缓冷可实现适当软化。例如，Mn含量为1.1%时，Cr含量≥5.5%即可确保SA性。即，在通过增加Mn改善淬透性时，为兼顾矛盾的SA性，需增加Cr含量并考虑与Mn的比率。
4.3高温硬度与抗软化性
以改善淬透性和SA性为目的增加Cr含量，对提高高温硬度也有效，即增加Cr有望提高高温强度。
另一方面，增加Cr会导致抗软化性下降。仅通过Cr含量调整高温强度与抗软化性的矛盾并非易事。
增加Mo含量可有效弥补高Cr化导致的抗软化性下降。Mo在抑制珠光体析出、改善淬透性方面也有一定效果，同时高Mo化可提高高温强度。因此，相较SKD61，决定采用增加Mo含量的方针。
5DHA-GIGA的特性
针对低韧性的第二因素“粗大贝氏体”，使用50kg钢锭验证淬透性。该钢锭中低韧性的第一因素“V系粗大碳化物”极少，可排除其影响，因此，仅能验证与第二因素相关的淬透性。
SKD61是压铸模具用钢的代表钢种（表1），而DH31-EX的Mn-Cr-Mo含量较高，淬透性极佳。DHA-GIGA的特点是淬透性改善元素的总量和比例优化，且V含量低。
5.1Bs点
在3℃/min缓冷条件下，将Bs点与马氏体转变温度（Ms点）比较可知，SKD61的Bs点比Ms点高约70℃（表2）。即使是淬透性高的DH31-EX，Bs点也比Ms点高约20℃。DHA-GIGA的Bs点与Ms点相同，3℃/min被认为相当于临界冷却速率。
从Bs点看，DHA-GIGA的淬透性高于DH31-EX。从获得马氏体单相组织的最小冷却速率判断，DHA-GIGA的淬透性是SKD61的4倍。
5.2SA性
在晶粒粗化并加速冷却条件下，DHA-GIGA仍表现出良好的SA性（图1）。DH31-EX的硬度为224-310HV，组织硬且不均；而DHA-GIGA呈现187HV的软质均匀SA组织。这是由于增加Mn和Cr改善淬透性的同时，采用Mn/Cr≤0.20的比例带来的效果。DHA-GIGA除了具有超过DH31-EX的淬透性（表2），SA性也优于DH31-EX。
图1的缓冷法中，SA反应从γ晶界开始进行。DH31-EX在达到650℃时仍存在未转变的γ，随后未转变的γ会出现贝氏体化。因此，DH31-EX的晶界附近为SA组织，而原γ晶粒内部为贝氏体组织。
5.3韧性
5.3.1淬火速率的影响
在30℃/min的急冷条件下，韧性在钢种间的差异尤其在44HRC以下时较小。在47-49HRC时，SKD61的韧性略低。在1.35℃/min的缓冷条件下，韧性因钢种不同显著差异，韧性排序与Bs点高低（表2）基本一致。对应8J的硬度，SKD61、DH31-EX、DHA-GIGA分别为43-44HRC、46-47HRC、48-49HRC。淬透性高的钢种可确保韧性的硬度也更高。
韧性与淬火速率的相关性因钢种差异显著。由于无V系粗大碳化物残留，SKD61在30℃/min急冷时冲击值达22J，处于高位；而在1.35℃/min缓冷时，冲击值减半至约10J。DH31-EX的表现与SKD61相似，但在≤1.35℃/min时仍能保持12J。DHA-GIGA在急冷侧冲击值低于现有钢种，但在≤6℃/min时冲击值稳定在约15J的高位，在≤1.35℃/min时韧性高于DH31-EX。
不同钢种因淬火速率导致的组织差异也很大。根据表2，所有钢种在30℃/min时为马氏体组织，在1.35℃/min时为贝氏体组织。SKD61的贝氏体针状块非常厚且粗大；淬透性高的DH31-EX贝氏体块状组织较薄，与SKD61相比Bs点更低（表2）；淬透性比DH31-EX更高的DHA-GIGA，急冷与缓冷组织几乎无变化。DHA-GIGA缓冷材料高韧性的原因在于能获得低温转变的微细贝氏体组织。
冲击试样的断口也随淬火速率变化（图2）。所有钢种在马氏体组织的30℃/min条件下，断口呈现明显起伏，高韧性时可见延性破坏区（图中箭头）；在1.35℃/min条件下断口趋于平整，仅在微细贝氏体的DHA-GIGA中观察到延性破坏区。
1.35℃/min材料的断裂形态因钢种韧性不同存在差异（图3）。8J的SKD61在缺口底部附近（位置A）和裂纹贯穿断口的最终阶段（位置C），解理断裂倾向强于16J的DHA-GIGA。从A点的钢种差异推测，裂纹产生和扩展初期的塑性变形量差异对韧性有较大影响。
5.3.2缺口形状与温度的影响
在室温条件下，V型缺口冲击试验的吸收功与U型缺口冲击试验的吸收功呈正相关。本研究包括DHA-GIGA在内，得到了与以往研究相近的相关性。以往研究中，从6吨以上大钢锭切取小块安装在实际模具中进行淬火；本研究则从50kg小钢锭制作的方棒以1.35℃/min淬火。钢锭尺寸和淬火方法的影响较小。缺口形状的影响在室温和500℃下有所不同。室温下近似直线的斜率为0.48，即V型缺口的吸收功约为U型缺口的一半；500℃时吸收功几乎不受缺口形状影响，近似直线斜率接近1，为0.92。
在压铸模具韧性的特性值方面，其他国家采用V型缺口试样的吸收功（J），日本国内则采用U型缺口试样的冲击值（J/cm2）。若U型缺口冲击值在20J/cm2以上，整体开裂风险大幅降低。U型缺口试样20J/cm2（吸收功16J）相当于V型缺口试样的8J。
5.3.3SA组织的影响
原γ晶粒的微细组织具有高韧性。因此，淬火加热温度和保温时间需注意避免γ晶粒粗化。另一方面，SA材料的组织也会通过原γ晶粒尺寸影响韧性（图4）。有意制备不同铁素体晶粒尺寸的DHA-GIGASA组织，在相同条件下加热后，以1.35℃/min淬火并回火至45HRC。SA材料为细晶粒时，原γ晶粒也小，韧性高达12J；SA材料为粗晶粒时，原γ晶粒粗大，韧性降至8J。要充分发挥高淬透性的优势，不仅需注意淬火加热，还需关注SA组织。
5.3.4大钢锭的实际验证
DHA-GIGA在10t大钢锭中也实现了高韧性。从锻造材料切取的试样为厚600mm、重2.4t的长方体，在12.5Bar真空淬火中试样芯部的淬火速率为1.7℃/min。回火至42HRC后，从试样芯部沿高度方向切取的U型缺口试样获得了33-38J/cm2的高冲击值。相比之下，厚250mm、重0.5t的SKD61模拟模具芯部在油淬火2.2℃/min条件下，冲击值仅为16-20J/cm2，处于较低水平。
DHA-GIGA在大钢锭中实现高韧性的原因如下：1）几乎不存在析出碳化物和晶界碳化物等“V系粗大碳化物”；2）淬火加热时防止晶粒粗化与高淬透性的协同作用避免了“粗大贝氏体”的形成。此外，非金属夹杂物并不明显，这也对高韧性有一定贡献。
6结论
开发了适用于一体化压铸模具的新钢种DHA-GIGA，其最大特点是高韧性，旨在避免难以焊接修复的整体开裂。其高韧性源于V系粗大碳化物少，并能获得微细贝氏体组织。DHA-GIGA的定位是兼具韧性和切削性的通用钢种，而非抗热龟裂性优异的高性能钢。对于热龟裂，需通过利用高韧性的高硬度化或焊接修复材料等方式应对。另一方面，现有钢种也有诸多优点，如模具加工、热处理、表面处理和焊接修复等技术已成熟。未来，将在充分发挥现有钢材性能的同时，致力于一体化压铸模具的多样化和高端化发展。
