麻夢梅，雷大俊

(陜西法士特汽車傳動集團(tuán)有限責(zé)任公司，陜西 寶雞 722409)

H13鋼自研發(fā)以來，由于其優(yōu)異的力學(xué)性能(高強(qiáng)度、紅硬性、高韌性和良好的塑性)和較高的淬透性、中溫穩(wěn)定性等，被廣泛研究和應(yīng)用，常用作熱擠壓模具、高速精鍛模具、鋁合金壓鑄模具等。為提高H13鋼的使用性能和壽命，常對其進(jìn)行熱處理。

1 H13鋼的特性

H13鋼的國際標(biāo)準(zhǔn)化組織材料牌號為40CrMoV5，對應(yīng)不同國家的材料牌號見表1，其材料成分和物理性能見表2～表4[1]。H13鋼的熱處理臨界溫度見表5。

表1 H13鋼對應(yīng)不同國家材料牌號

表2 H13鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表3 H13鋼的線膨脹系數(shù)

表5 H13鋼臨界溫度(℃)

2 H13鋼常規(guī)熱處理工藝

H13鋼鍛后組織呈帶狀并通常含有粗大的一次碳化物[2]，鍛后零件組織內(nèi)存在較大的內(nèi)應(yīng)力，對后續(xù)模具加工、服役和使用壽命均存在不利影響[3]。為改善H13鋼的顯微組織和綜合性能，鍛造后需進(jìn)行適當(dāng)熱處理，進(jìn)而提升模具的綜合性能。

H13鋼常規(guī)熱處理工藝主要包括預(yù)備熱處理、淬火和回火，如圖1所示。

圖1 H13鋼常規(guī)熱處理工藝

2.1 預(yù)備熱處理

H13鋼的預(yù)備熱處理工藝主要為退火或正火，有一次預(yù)熱、多次預(yù)熱等。預(yù)備熱處理工藝和預(yù)熱次數(shù)主要取決于鋼材尺寸大小和模具復(fù)雜程度，如去應(yīng)力退火+球化退火、正火+球化退火、雙級球化退火等，其目的主要是：①改善鋼材鍛后產(chǎn)生的帶狀組織，消除網(wǎng)狀碳化物[4]，為球化組織和后續(xù)熱處理作組織準(zhǔn)備；②避免較快的加熱速度導(dǎo)致鋼材內(nèi)外部溫差太大，產(chǎn)生較大內(nèi)應(yīng)力，進(jìn)而引起嚴(yán)重的變形或?qū)е潞罄m(xù)淬火裂紋。

H13鋼碳含量為0.35%～0.45%，含有8%左右的合金元素，導(dǎo)致合金共析點(diǎn)左移，屬于過共析鋼。過共析鋼在淬火前，為了消除網(wǎng)狀碳化物，常在其Ac1溫度附近進(jìn)行球化退火，或在Ac1～Ac3溫度之間進(jìn)行不完全退火。H13鋼預(yù)備熱處理退火溫度一般選擇600～650 ℃，球化退火溫度800～850 ℃。第一階段較低的預(yù)熱溫度，可有效去除工件因前期加工產(chǎn)生的應(yīng)力，防止后續(xù)加熱導(dǎo)致的工件嚴(yán)重畸變，進(jìn)而造成開裂；也可以加快工件相變重結(jié)晶的加熱速度，使厚大工件內(nèi)外部溫度均勻時間縮短，大截面上奧氏體晶粒分布更加均勻細(xì)小，從而提高整體熱后性能。但過高的溫度可能導(dǎo)致后續(xù)回火時晶粒長大或碳化物聚集球化，從而使工件脆性增大。第二階段較高的預(yù)熱溫度，可使碳化物大量析出并分段球化，此過程細(xì)小碳化物彌散程度更高，也避免過高溫度下導(dǎo)致的熱應(yīng)力和晶粒長大。

張文莉等[5]對H13鋼分別進(jìn)行“鍛造+正火+球化退火”和 “鍛造+球化退火”工藝，結(jié)果表明：鍛造后正火、球化退火對奧氏體中析出的碳化物形態(tài)和分布有改善作用，進(jìn)而影響力學(xué)性能表現(xiàn)。鄒安全等[6]對H13鋼鍛件進(jìn)行常規(guī)退火(840～890)℃×(2～4)h和等溫球化退火(840～890)℃×(2～4)h后爐冷至710～740 ℃保溫3～4 h再爐冷至500 ℃以下出爐空冷，然后對試塊進(jìn)行淬火和兩次回火，結(jié)果表明：等溫球化退火后，H13鋼內(nèi)部可獲得球狀珠光體和彌散分布的粒狀碳化物組織，球化退火后的再次預(yù)熱也可提高碳化物彌散程度，為淬火后組織轉(zhuǎn)變提供了核心。

2.2 淬火

2.2.1常規(guī)淬火工藝

通過各合金元素的固溶作用，淬火后組織內(nèi)包含大量淬火馬氏體和殘余奧氏體，能夠顯著提高H13鋼的強(qiáng)硬度和耐磨性，因而H13鋼一般需進(jìn)行淬火處理。固溶保溫時間一般根據(jù)H13鋼尺寸大小和模具復(fù)雜程度決定，通常選0.25～0.45 min/mm。固溶溫度一般選擇1000～1100 ℃，該溫度主要由基體內(nèi)相的熔點(diǎn)決定。有研究表明，超過1100 ℃時，較高的溫度為組織提供了足夠的長大激活能，奧氏體晶粒將明顯粗化，甚至產(chǎn)生過燒。淬火溫度一般選擇1000～1080 ℃。淬火溫度較高時，馬氏體中的碳和合金元素含量升高，過飽和碳原子以間隙式溶解于馬氏體中引起強(qiáng)烈的點(diǎn)陣畸變導(dǎo)致畸變能升高，碳原子與位錯纏結(jié)，對馬氏體起到顯著的固溶強(qiáng)化作用，淬火后硬度較高。另外，淬火溫度較高時，淬火組織中殘余奧氏體含量增加，殘余奧氏體分布在板條馬氏體之間起到阻礙裂紋擴(kuò)展的作用，提高了沖擊韌性。因此，為了獲得熱后較高的紅硬性，淬火溫度一般選擇上限溫度；為了獲得較好的韌性，淬火時采用下限溫度。

李勇等[7]對H13鋼分別在650 ℃和850 ℃預(yù)熱30 min后，在1020～1080 ℃奧氏體化保溫5～7 min后油淬，結(jié)果表明：隨淬火溫度升高，硬度先升高后下降，在1050 ℃淬火時硬度最高，達(dá)到53 HRC。胡志剛[8]對H13鋼在550 ℃和800 ℃兩級預(yù)熱后，分別在1030、1070和1100 ℃溫度下淬火，保溫后進(jìn)行油冷及600 ℃回火，結(jié)果表明：淬火溫度提升后可以提高H13鋼室溫和高溫下的熱疲勞性能。

2.2.2分級淬火工藝

為了減少淬火組織應(yīng)力，H13鋼常進(jìn)行分級淬火，即先將鋼材在Ms溫度以上進(jìn)行鹽浴淬火，保持淬火液溫度一段時間后將鋼材取出，再在空氣中進(jìn)行冷卻。分級淬火可以獲得一定的淬火冷卻速度，在基體中保留高固溶度的合金組織，防止晶間碳化物過量析出；另外，降低了直接快速降溫至室溫時鋼材內(nèi)外冷熱收縮不一致產(chǎn)生的淬火應(yīng)力，工件內(nèi)部及外表面可以同時進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變，并減少下貝氏體的生成量，減少模具外形尺寸的快速收縮，防止淬火后變形開裂。

目前，除普通鹽浴爐之外，淬火冷卻過程也大量應(yīng)用真空爐。真空爐淬火是指整個淬火過程在真空爐內(nèi)進(jìn)行，將淬火介質(zhì)(如高純氮?dú)?送入真空爐內(nèi)，通過控制氣體的流量和溫度來控制冷卻速度，熱效率較高，既可實(shí)現(xiàn)快速升溫和降溫，又可實(shí)現(xiàn)緩慢加熱以減少工件內(nèi)應(yīng)力，溫度控制嚴(yán)格且精確，淬火后工件表面無氧化、無脫碳和無氫脆等缺陷。且自動化程度高，得到廣泛應(yīng)用。

除此之外，生產(chǎn)中還應(yīng)用流動粒子爐進(jìn)行淬火冷卻。即在特定設(shè)備中用可燃?xì)怏w產(chǎn)生熱量，利用剛玉砂、石英砂、碳化硅砂等流動的粒子流的不斷運(yùn)動進(jìn)行熱交換和傳熱加速，從而對工件完成冷卻過程。整個過程爐溫可控、升溫速度快、環(huán)境污染小，工件也不會發(fā)生脫碳、氧化等現(xiàn)象，可以實(shí)現(xiàn)連續(xù)淬火，淬火后也可以直接進(jìn)行模具發(fā)藍(lán)處理。

馮英育等[9]對大、中、小三種不同尺寸的H13鋼模具進(jìn)行單級鹽浴淬火、雙級鹽浴淬火、真空分級淬火和流態(tài)化床淬火，分析不同淬火方法下試塊的硬度和組織，試驗(yàn)最終表明：雙級淬火的第一級冷卻保溫時間應(yīng)當(dāng)足夠長以保證模具表面和中心溫度均勻一致，組織轉(zhuǎn)變不會在恒溫過程中發(fā)生，因而可以適當(dāng)延長第一級冷卻保溫時間以使鋼中貝氏體量盡量少，建議H13鋼第一級冷卻溫度大約為520 ℃，第二級冷卻溫度大約為200 ℃。

2.3 回火

淬火后鋼材內(nèi)部一般存在較大的內(nèi)應(yīng)力，需要進(jìn)行適當(dāng)回火?；鼗鹂杀M量降低組織內(nèi)應(yīng)力，使其趨于平衡，避免后續(xù)因組織轉(zhuǎn)變造成模具外形尺寸的較大改變；還可將鋼內(nèi)殘余奧氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，在保證韌性提高的情況下不降低硬度。

H13鋼的回火工藝一般選擇500～650 ℃高溫回火[10]。此溫度內(nèi)一般會發(fā)生H13鋼的二次硬化，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的同時，回火馬氏體中析出細(xì)密碳化物顆粒產(chǎn)生二次硬化，工件硬度重新升高至淬火時水平，鋼材殘余應(yīng)力減小。寧鞍鋼等[11]對鍛后H13鋼進(jìn)行860 ℃球化退火、1030 ℃淬火保溫30 min后油冷、590 ℃回火保溫2 h后油冷，對回火態(tài)H13鋼碳化物種類進(jìn)行分析和熱力學(xué)計(jì)算，統(tǒng)計(jì)不同部位碳化物析出尺寸和數(shù)量，結(jié)果表明：H13鋼回火態(tài)主要析出富V元素的MC碳化物、富Mo元素的M2C碳化物(<200 nm)和富Cr元素的M23C6碳化物(>200 nm)，其中前兩者主要沉淀強(qiáng)化作用，在1/2R處析出最多，表面最少。

由于一次回火后殘余奧氏體未發(fā)生全部轉(zhuǎn)變，為進(jìn)一步提高材料的性能，常進(jìn)行二次回火，甚至多次回火[12-13]，使組織中析出更多細(xì)小彌散的強(qiáng)化相提高其整體性能。

3 其他熱處理技術(shù)

3.1 氮化處理和氮碳共滲

氮化處理和氮碳共滲可顯著提高H13模具鋼的疲勞強(qiáng)度、耐磨性和耐蝕性，具有滲氮速度快、滲氮層性能好的優(yōu)點(diǎn)。生產(chǎn)中應(yīng)用非常廣泛，常應(yīng)用在模具加工完成之后。

趙昌盛等[14]對H13模具鋼進(jìn)行雙級預(yù)熱+1030 ℃淬火+600 ℃回火后，再進(jìn)行580 ℃×4.5 h氣體氮碳共滲，油冷，得到氮碳共滲層厚度約0.20 mm，模具表面硬度達(dá)到900 HV以上。氣體氮碳共滲相當(dāng)于模具淬火、加工后的一次回火，模具壽命是常規(guī)熱處理的2倍以上。鄭小燕等[15]對H13鋼進(jìn)行1050 ℃淬火+560～600 ℃兩次回火處理后，再進(jìn)行540～570 ℃×12 h離子滲氮，得到表面滲層厚度0.24 mm，白亮層約10 μm，硬度約67 HRC，模具表面耐磨性和壽命得到一定提升。

3.2 多能束流表面處理

近年來，激光處理因其工作效率高、強(qiáng)化層深、無污染等優(yōu)點(diǎn)受到各行業(yè)廣泛的關(guān)注和研究。葉四友等[16]對H13鋼表面進(jìn)行激光熔覆H13合金涂層，激光功率為1.4 kW，掃描速度為14 mm/min，送粉速率為42 g/min，涂層的截面顯微硬度達(dá)到669～698 HV，為H13基體的2.85～3倍。陳峰等[17]在H13鋼表面激光熔覆Ni基合金涂層，結(jié)果表明：熔覆層截面顯微硬度平均高達(dá)800 HV，為基體的3～4倍。李班等[18]采用激光熔覆技術(shù)在H13基體表面制備了85%H13+15%Cr-3C-2NiCr粉末的復(fù)合熔覆層，熔覆層表面顯微硬度值接近1100 HV0.2，約為基體的2倍，實(shí)現(xiàn)了H13鋼的表面強(qiáng)化。

4 總結(jié)及展望

對H13鋼進(jìn)行分級預(yù)備熱處理、淬火后分級冷卻及多次回火可以獲得較高的綜合性能。

隨著社會的快速發(fā)展和科技制造水平不斷創(chuàng)新，H13鋼性能提升需求也日漸增大。如何更高效地發(fā)揮H13鋼的性能，提高其熱處理水平來滿足不斷發(fā)展的需求將是學(xué)者們繼續(xù)研究的方向。在傳統(tǒng)工藝上，更安全高效、自動化水平更高、環(huán)境污染更小的熱處理強(qiáng)化方式將得到更廣泛的關(guān)注和研究。