鄧名洋

（黑龍江科技大學材料科學與工程學院， 黑龍江 哈爾濱 150022）

1 熱作模具鋼的熱處理工藝研究

1.1 熱作模具鋼的使用條件及常用鋼種的化學成分

眾所周知，熱作模具鋼工作環(huán)境十分惡劣，經(jīng)常處于反復冷卻、加熱的情況下，因此要求該類鋼件具有高硬度及耐磨性的同時，還要具備較小的變形量（防止變形開裂）及較高的韌性，并且因其常處于高溫高壓的工作環(huán)境，就需要工件具有良好的熱強性，這些嚴格的使用條件導致了熱作模具鋼復雜的熱處理工藝。目前，在市面上常用的熱作模具鋼大多為H13 鋼，因此，在此基礎之上進行了材料成分的優(yōu)化與完善，本文主要以H13 鋼為基礎進行研究。H13 熱作模具鋼的化學成分如表1 所示。

表1 H13 鋼化學成分 %

通過對H13 熱作模具鋼進行元素作用分析發(fā)現(xiàn)：Si 和Mn 主要起到固溶強化作用，但Si 為非碳化物形成元素，具有明顯的脫碳傾向（非碳化物形成元素可減少含碳量），Mn 具有過熱敏感性，會讓晶粒有明顯的長大傾向。Mo 為強碳化物形成元素，該元素的加入可以消除可逆的第二類回火脆性，并且可以增加淬透性，其產(chǎn)生的第二相質點可以起到釘扎細晶的作用。Cr 也可以作為明顯增加淬透性的元素，但其在不同溫度下析出碳化物的類型不同，進而會影響鋼件性能（例如，若析出的是Cr23C6型碳化物，因其熔點低，起不到熱強性的作用）。V 為強碳化物形成元素，其主要作用是和Mo 搭配加入，便于硬質點碳化物的析出，可以起到第二相釘扎晶界作用，阻礙晶粒長大，使晶粒細化，并且MC 型簡單間隙相擁有穩(wěn)定結構和較高熔點，可以明顯提高材料的熱硬性。P 和S則是引起冷脆、熱脆的有害元素，應該要盡量避免[7]。H13 鋼傳統(tǒng)的熱處理研究工藝如下頁圖1 所示。

圖1 H13 鋼傳統(tǒng)熱處理研究工藝

1.2 正火處理

由于熱作模具鋼需具備一定塑韌性的條件，導致該類鋼件的w（C）不能過高，應將其控制在亞共析鋼的成分范圍內(nèi)。并且由于H13 鋼件合金元素含量過多，因此必須考慮其合金元素對于鐵碳相圖的影響，否則會導致共析點S、共析點E左移。實際上，本是亞共析鋼的鋼件落入了過共析的區(qū)域內(nèi)，變成了過共析鋼，加之Cr、Mo、V 等碳化物形成元素增加了對碳化物不均勻性的影響，導致H13 鋼在凝固過程中會產(chǎn)生碳及合金元素的偏析，使凝固組織中出現(xiàn)大量共晶碳化物和枝晶偏析，元素偏析區(qū)在鍛造過程中沿變形方向延伸成帶狀。帶狀偏析和共晶碳化物的存在會破壞H13 鋼基體組織在變形過程中的連續(xù)性，惡化其沖擊性能[18]。因此，應該采用正火處理將產(chǎn)生的碳化物（大多數(shù)情況為網(wǎng)狀）進行消除，同時也為后續(xù)的等溫球化退火做好組織準備。

正火在本質上其實是一個固溶的過程，即冷卻速度越大，元素擴散速度小，碳化物形核能不足或者來不及形核，最終高溫時固溶在奧氏體相中的碳及合金元素以固溶形式存在于室溫基體相中[19-20]。

雖然高溫快速冷卻后能獲得過飽和的固溶體，但是冷卻時的冷卻速度大小對于碳化物的析出、產(chǎn)生的熱應力和組織應力的大小的影響非常重要，并且其還能影響偽共析區(qū)的大小。因此，對于H13 鋼等熱作模具鋼而言，正火可以消除大量碳化物，可見這一步驟是必須且很有必要的。萬霄等研究表明[1]，在不同溫度下進行正火處理，并且對水冷與空冷兩種方式進行比較，發(fā)現(xiàn)正火采用空冷條件可以獲得性能較好的鋼件。高溫正火（1 100 ℃+1 h）空冷與水冷相比，雖然空冷對于碳化物的消除效果不如水冷，但是在后續(xù)等溫球化退火的時候，水冷帶來的不均勻性比空冷更大，空冷未消除的碳化物可以作為形核核心，促進等溫球化退火這一過程。

不同正火溫度處理后H13 鋼的退火態(tài)組織如圖2 所示。正火處理后不同冷卻方式下的顯微組織如圖3 所示。

圖2 不同正火溫度處理后H13 鋼的退火態(tài)組織[1]

圖3 正火處理后不同冷卻方式下的顯微組織[1]

因此在高溫正火空冷情況下，可以獲得較為均勻的球化退火組織。進而為后續(xù)淬火做好組織準備。如果該鋼件當中的碳化物已成魚骨狀或是用熱處理等方式不可以消除，那必須要通過熱鍛將碳化物擊碎。

1.3 球化退火

球化退火獲得的組織一般為鐵素體晶粒和球狀碳化物，一方面采用球化退火可以消除前面鍛造產(chǎn)生的應力，降低工件的硬度，便于后續(xù)精加工；另一方面，可以為后續(xù)的淬火做好組織準備[15]。

普通的球化退火是加熱到Ac1溫度以上，將奧氏體相變中碳化物溶解中的殘余碳化物作為新相的核心。但是，有相關研究表明，考慮到合金中元素含量對應力的影響，若采用等溫球化退火工藝[2]（冷卻階段720～750 ℃、保溫6 h），則可以明顯減小工件變形以及開裂的傾向。

出現(xiàn)上述現(xiàn)象的原因主要是由于H13 鋼的元素含量過多，會增加應力，從而導致開裂的風險。且從另一方面來看，合金元素過多必然會導致奧氏體穩(wěn)定性增強，因此在該溫度區(qū)間設置等溫處理可以產(chǎn)生一定量的珠光體組織，而珠光體組織當中存在的滲碳體相則會析出一部分元素，奧氏體當中的元素含量就會降低，所以在后續(xù)階段更容易形成粒狀珠光體，奧氏體的穩(wěn)定性還會有所降低，以便于后續(xù)淬火中殘余奧氏體量的下降[12]，從而有效提高鋼件的硬度。所以在熱處理的過程中應該采用預冷或預熱等方式使工件冷卻或受熱均勻。

如圖4 所示，退火組織主要為不規(guī)則的多邊形鐵素體及分布在鐵素體基體上的球狀滲碳體，此外還存在部分先共析滲碳體，先共析滲碳體沿鐵素體邊界分布，細小的碳化物彌散地分布在鐵素體基體上。

圖4 等溫退火組織

1.4 淬火處理

淬火處理是熱處理當中的重要一環(huán)。對于熱作模具鋼而言，由于其熱強性要求，在其晶粒內(nèi)部就需要有足夠的元素以及合金度來提供基體強化（耐回火性）以及析出強化，這就表明淬火過程中溫度的設定對于碳化物溶解及晶粒長大非常重要。不同淬火溫度下的高溫回火組織如圖5 所示。

圖5 不同淬火溫度下的高溫回火組織[1]

對于H13 鋼件的化學成分而言，Si、Mn 只是起到了對基體固溶強化的作用，但Cr、Mo、V 等強碳化物或中強碳化物形成元素具有強烈的生成碳化物傾向。所以首先要了解這幾類元素存在的碳化物類型和性能才能對淬火工藝參數(shù)的設定有所掌控。

在淬火過程中，由于H13 鋼件的元素含量過多，形成的碳化物類型相對也多（見圖6）。碳化物主要分為兩種類型，一類為RC/Rme＞0.59（其中，RC為C原子半徑，Rme為合金元素的原子半徑），該類碳化物為復雜間隙相，高溫不穩(wěn)定。相反，RC/Rme≤0.59 為簡單間隙相，具有穩(wěn)定的結構，高溫不易溶解。對于合金元素Cr 而言，主要有兩種存在形式，一是溶入M6C 型碳化物，另一種則是產(chǎn)生了M23C6型碳化物（有的還會以M7C3型碳化物存在，但是溫度范圍太窄）。對于Mo 而言，則大多數(shù)以MC 型碳化物存在。而V 則是以M2C 型穩(wěn)定碳化物和MC 型碳化物存在。V 作為主要元素，其產(chǎn)生的MC 型碳化物具有較強的高溫穩(wěn)定性[11]，其熔點在1 100 ℃以上[10]，對切削性能會產(chǎn)生很大影響，還會產(chǎn)生崩刃等情況[3]。

圖6 淬火組織碳化物成分分析

值得肯定的是，雖然從傳統(tǒng)概念上來講，過共析區(qū)的鋼件的淬火溫度在Ac1—Ac3區(qū)間，以便保留碳化物對材料起到第二相釘扎強化作用。但是由于熱作模具有鋼熱硬性、高溫穩(wěn)定性等要求，必須要在高于Ac3線溫度下進行淬火[17]，以方便晶粒吸收元素，在后續(xù)高溫回火時可以提供較高的晶粒度，并可充分析出硬質點碳化物來提高熱硬性。但是為了防止明顯的晶粒長大、過熱，晶界發(fā)生過燒等報廢現(xiàn)象，并且考慮到Mn 元素增大對過熱敏感性的影響，必須要考慮上線溫度。有相關研究表明，以4Cr5Mo2NiV為例，大約在1 010 ℃進行淬火，會使鋼件的硬度達到最高，這一溫度大約高于Ac3線100 ℃左右，而采用1 080 ℃淬火時，就能看到晶粒明顯的長大傾向，因此選擇1 010 ℃進行淬火是合適的[4]。

不同淬火溫度下材料力學性能對比情況如圖7所示，淬火工藝參數(shù)對H13 沖擊性能的影響如下頁表2 所示。

圖7 不同淬火溫度下材料力學性能對比[1]

表2 淬火工藝參數(shù)對H13 沖擊性能的影響[1]

1.5 回火處理

在回火的過程中，同樣是從熱作模具鋼的使用條件出發(fā)，由于其要求在高溫下還要保持較高的力學性能，也就是所謂的熱強性，因此采用高溫回火來發(fā)動二次硬化機制，產(chǎn)生的碳化物起到了析出強化的作用，并且二次硬化時帶動的二次淬火再一次起到了強化的作用[16]。

由前述可知，熱作模具鋼通常是反復處于加熱/冷卻、高溫高壓的狀態(tài)下工作的，因此要求熱作模具鋼只可產(chǎn)生較小的變形量（防止產(chǎn)生因過大變形而開裂的傾向）[21]。對于這一要求，通常是加入合金元素讓Ms 線降低來獲得足夠的殘余奧氏體，Ar 的增多可以有效降低工件的變形量。但是殘余奧氏體不可過多，否則容易在工作時產(chǎn)生相變誘發(fā)馬氏體等現(xiàn)象，降低工件穩(wěn)定性。

但在高溫回火的過程中，會涉及到殘余奧氏體的分解，回火次數(shù)過多會讓殘余奧氏體含量下降過大，因此肯定會對工件的變形量產(chǎn)生影響。且從另一方面來看，高溫回火溫度過高可能會使工件硬度大大下降（例如繞過了二次硬化峰值），回火冷卻速度過慢則會產(chǎn)生450～650 ℃第二類回火脆性，此時合金元素的影響就必須結合熱處理參數(shù)進行綜合考慮。例如，H13 鋼件的合金元素可以增加耐回火性，Mo 元素可以有效減少雜質元素的偏聚，改善回火脆性。對于回火脆性，小型件可以快冷，但是大型件則要加入Mo、W 等元素進行克制。

有相關研究表明[1-4]，對于H13 鋼件，隨回火溫度的升高，H13 鋼的抗拉強度先略有上升，在回火溫度為520 ℃時達到最大值，屈服強度、伸長率和斷面收縮率略有下降；回火溫度繼續(xù)升高，強度大幅下降，斷面收縮率和伸長率大幅增加[14]，但是一次高溫回火并不能很有效的消除殘余奧氏體，應該要進行多次回火，而多次回火的次數(shù)同樣重要。

回火工藝參數(shù)對H13 沖擊性能的影響如表3所示，回火工藝參數(shù)對H13 模具鋼金相顯微組織的影響如圖8 所示，不同溫度回火下4Cr5Mo2NiV 鋼的力學性能如圖9 所示。

通過分析表3、圖8、圖9，并結合H13 鋼件臨界溫度（見圖4）得出，采用600 ℃左右高溫進行三次回火，可以有效提高工件穩(wěn)定性，工件的綜合機械性能也能達到最佳[5]。

表3 回火工藝參數(shù)對H13 沖擊性能的影響[1]

圖8 回火工藝參數(shù)對H13 模具鋼金相顯微組織的影響

圖9 1 010 ℃淬火+不同溫度回火4Cr5Mo2NiV 鋼

的力學性能[4]

表4 H13 鋼件臨界溫度 ℃

2 結論

以常用的熱作模具鋼H13 鋼為例，對其從各個熱處理階段以及元素合金化作用的角度考慮，合適的熱處理過程如下：

1）正火時，對采用空冷條件還是采用水冷條件進行比較，得出用空冷條件可以較好提升鋼件性能，當碳化物成為魚骨狀或者用熱處理手段不可消除時，應采用熱鍛的方式將碳化物有害相進行擊碎；

2）球化退火時，對采用等溫球化退火還是采用球化退火條件進行比較，等溫球化退火可以讓工件冷卻均勻，減少其變形和開裂的傾向，獲得性能較好的粒狀珠光體組織，因此用等溫球化退火較好；

3）淬火應采用1 010 ℃左右進行高溫淬火，1 080 ℃淬火晶粒則明顯長大，1 010 ℃淬火使工件獲得足夠的晶粒度，元素被充分吸收，以為后序高溫回火發(fā)動二次硬化、帶動二次淬火機制帶來方便，從而保證工件的熱強性；

4）回火應采用高溫回火來發(fā)動二次硬化機制，經(jīng)綜合考慮，確定在600 ℃左右溫度下進行三次回火是較為適合的。

需要說明的是，本文只是為熱作模具鋼中的H13 鋼件熱處理提供了一個大體的方向，但是在實際生產(chǎn)中，鋼件的成分含量的不同會導致熱處理的工藝參數(shù)不同，而且現(xiàn)在市面上也對H13 鋼件提出了成分上的改進與完善，例如瑞士研究的DIEVAR熱作模具鋼等鋼材。因此，本文僅提供參考。