本文析了 H13 鋼退火組織中鏈狀碳化物的分布特點(diǎn)，對(duì) H13 鋼進(jìn)行不同工藝的固溶處理+球化等溫退火，研究了固溶處理對(duì) H13 鋼鏈狀碳化物的溶解情況及退火組織均勻性的影響。研究表明，固溶處理可明顯改善 H13 鋼退火組織中的碳化物偏析，消除鏈狀碳化物，提高碳化物的球化率及分布均勻性。在一定溫度范圍內(nèi)，隨固溶溫度升高，退火組織越均勻。經(jīng) 1050 ℃固溶處理后，H13 鋼退火組織達(dá)到 NADCA# 207-2003 標(biāo)準(zhǔn)中的 AS6 級(jí)，球化效果良好，獲得了碳化物彌散均勻的粒狀珠光體組織。
H13 鋼是一種使用溫度在 600℃以下的中碳中鉻熱作模具鋼，因其具有高強(qiáng)韌性、高耐磨性、良好的抗熱疲勞性和鏡面拋光性等諸多優(yōu)點(diǎn)， 被廣泛用于高壓壓鑄模、熱擠壓模和塑膠模具的生產(chǎn)制造[1-3]。隨著機(jī)械制造業(yè)的蓬勃發(fā)展， 成型模具的工況條件愈加嚴(yán)苛，對(duì)模具材料的純凈度、組織均勻性及力學(xué)性能提出了更高要求。H13 鋼中含有 8%的合金元素， 由于選分結(jié)晶， 鑄態(tài)組織中存在嚴(yán)重的枝晶偏析，并在晶界處聚集塊狀高熔點(diǎn)、高硬度的液析碳化物， 導(dǎo)致在后續(xù)生產(chǎn)過(guò)程中易出現(xiàn)碳化物偏析和帶狀組織等問(wèn)題，嚴(yán)重影響 H13 鋼的力學(xué)性能。
退火態(tài)是 H13 鋼的供貨組織狀態(tài)，其退火組織優(yōu)劣直接影響材料的使用性能。與進(jìn)口 H13 鋼相 比，國(guó)產(chǎn) H13 鋼仍存在一些質(zhì)量差距，退火質(zhì)量問(wèn)題主要表現(xiàn)為碳化物尺寸不均、 圓整度差及分布不均勻等。其中，鏈狀碳化物是 H13 鋼退火組織中較為常見(jiàn)且危害較大的一種組織缺陷， 沿晶分布的碳化物將顯著降低材料的沖擊韌性和耐磨性， 造成模具型腔邊緣或局部塌陷，出現(xiàn)早期失效[4]。為此，通 過(guò)合理的熱處理工藝，有效消除 H13 鋼退火組織中的鏈狀碳化物，獲得碳化物細(xì)小、均勻的退火組織，對(duì)提高材料力學(xué)性能和模具使用壽命均具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。
1 試驗(yàn)材料與方法
試驗(yàn)料取自某廠經(jīng)非真空+電渣重熔生產(chǎn)的 H13鋼退火鍛材（準(zhǔn)100mm），化學(xué)成分見(jiàn)表 1。在鍛材心部截取 4 個(gè)熱處理試樣，試樣尺寸為 20mm×20 mm×30mm。首先取 1 個(gè)試樣觀察退火鍛材的顯微組織，再取另外 3 個(gè)試樣分別進(jìn)行 1000、1050 和 1100℃，保溫30min 的固溶處理， 之后將這 4 個(gè)試樣一同進(jìn)行 870℃保溫 2 h 的球化等溫退火， 以 30 ℃/ h 冷速冷至720℃，保溫 4h 后隨爐冷卻至500℃，出爐空冷。
熱處理試樣經(jīng)研磨拋光后， 用 4%硝酸酒精溶液侵蝕， 采用 Axio Observer A1m 型蔡司顯微鏡和Ultra 55 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察和分析。采用 EPMA1720 型電子探針測(cè)定鏈狀碳化物區(qū)域的元素偏析情況。按 NADCA# 207-2003 標(biāo)準(zhǔn) 評(píng)定退火組織級(jí)別。
2 試驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1 鍛材退火組織
圖 1 為 H13 鋼鍛材退火組織。由圖 1（a）可以看 出，退火組織為碳化物分布不均勻的粒狀珠光體，顏色較深位置為碳化物聚集區(qū)域，碳化物數(shù)量較多、尺寸細(xì)小；顏色較淺位置為碳化物貧化區(qū)，其碳化物尺寸較大，且沿晶呈鏈狀分布。由圖 1（b）可觀察到，沿晶分布的鏈狀碳化物形貌呈條片狀， 尺寸范圍約為3～5μm，局部區(qū)域出現(xiàn)鏈狀碳化物的閉合網(wǎng)絡(luò)；其余位置的碳化物呈大小不一的顆粒狀， 且分布更為彌散均勻。按 NADCA# 207-2003 標(biāo)準(zhǔn)可評(píng)定該退火組織為 AS16 級(jí)，屬不合格級(jí)別。對(duì)鏈狀碳化物區(qū)域進(jìn)行 EPMA 電子探針?lè)治觯涿鎾呙鑸D像如圖 2 所 示。沿晶的鏈狀碳化物中主要為 Cr 和 Mo 的碳化物富集。研究表明，H13 鋼退火組織中 Cr 和 Mo 的碳 化物主要以 M23C6 和 M6C 形式存在[5-6]。
2.2 固溶溫度對(duì)鏈狀碳化物消除的影響
鏈狀碳化物是碳化物分布極不均勻的表現(xiàn)。要去除退火組織中已存在的鏈狀碳化物， 必須將材料加熱到能將沿晶分布的鏈狀碳化物溶解的溫度，使二次碳化物發(fā)生回溶、擴(kuò)散、再分配，從而提高碳化物分布均勻性[7]。圖 3 為 H13 鋼在不同固溶溫度下保溫 30min 后的顯微組織。由圖 3 可以看出，固溶溫度為 1000℃時(shí)，個(gè)別細(xì)小、斷續(xù)的鏈狀碳化物得到充分溶解，而大部分粗化、連續(xù)的鏈狀碳化物僅發(fā)生初期的分?jǐn)嗪图?xì)化， 沿原奧氏體晶界呈鏈狀分布的碳化物輪廓依然清晰。在鏈狀碳化物聚集區(qū)內(nèi)，存在大量的大顆粒、條片狀碳化物，與基體中回溶再析出的細(xì)小彌散碳化物相比， 其尺寸及分布均勻性均有較大差異。固溶溫度升高至 1050℃時(shí)，鏈狀碳化物溶解量顯著增加，剩余的沿晶碳化物均呈斷續(xù)、顆粒狀，尺寸與基體上的彌散碳化物相差不大，碳化物的尺寸及分布均勻性顯著提升。固溶溫度繼續(xù)升高至 1100℃時(shí)， 組織為晶粒尺寸不均勻的板條馬氏體，此時(shí)，鏈狀碳化物已完全回溶，細(xì)小的點(diǎn)狀碳化物彌散分布在基體中，碳化物分布均勻性最高，但缺少碳化物在晶界的釘扎作用， 個(gè)別晶粒優(yōu)先長(zhǎng)大出現(xiàn)輕微的混晶組織，使組織均勻性略有下降。
分析不同固 溶溫度對(duì)鏈 狀碳化物溶 解情 況 可知，在 1000～1100℃溫度范圍內(nèi)，隨固溶溫度升高，碳化物溶解量逐漸增加，鏈狀碳化物分?jǐn)唷⒓?xì)化過(guò)程越徹底。究其原因， 高溫固溶大幅提高了 Cr23C6 和 Mo6C 的溶解度，促使沿晶分布的短棒狀、條片狀碳化物尖角不斷溶解， 晶界殘留碳化物的尺寸和數(shù)量逐漸減少，直至全部回溶。根據(jù)第二相在鋼中的平衡溶解度理論， 固溶溫度越高，Cr、Mo 等元素在基體中的固溶量越大，析出的二次碳化物數(shù)量越少、尺寸越小。隨后采用空冷方式冷卻，抑制二次碳化物的沿晶析出， 從而同時(shí)提高碳化物尺寸及分布的均勻性[8-9]。
2.3 固溶溫度對(duì)球化退火組織的影響
H13 鋼退火組織的優(yōu)劣受諸多因素影響。球化前的組織狀態(tài)及組織均勻性對(duì)球化退火處理時(shí)碳化物的球化過(guò)程影響較大。原始組織為馬氏體或貝氏體時(shí)， 球化過(guò)程是碳化物從非平衡組織的基體中析出、長(zhǎng)大過(guò)程；原始組織為珠光體時(shí)，球化過(guò)程是短棒狀或條片狀碳化物溶斷、擴(kuò)散沉積過(guò)程[10-11]。試驗(yàn) 鋼經(jīng)固溶處理后，顯微組織為板條馬氏體。固溶溫度不同，馬氏體基體上分布的二次碳化物數(shù)量、尺寸及分布情況均有差異， 這部分未溶碳化物在后續(xù)球化退火過(guò)程中可作為形核質(zhì)點(diǎn)，促使碳化物快速球化。
圖 4 為 H13 鋼不同固溶工藝處理+球化退火的顯微組織。由圖 4（a）可看出，試驗(yàn)鋼經(jīng)直接球化退火，退火組織中的鏈狀碳化物數(shù)量減少、鏈狀長(zhǎng)度縮短， 其 聚 集 區(qū) 域 呈 孤 立 不 連 續(xù) 分 布， 按 NADCA#207-2003 標(biāo)準(zhǔn)可評(píng)為 AS11 級(jí)。相比于原始退火組織，碳化物分布均勻性雖有提高，但仍屬于不合格級(jí)別。究其原因是在 870℃的球化退火溫度下，碳化物溶解度較低，鏈狀碳化物溶解量有限。另外，在界面能的影響下， 沿晶分布的條片狀碳化物尖角不斷溶解，并通過(guò)碳原子擴(kuò)散使自身趨于球化，這一過(guò)程改變了晶界處的碳化物形態(tài)， 但對(duì)碳化物的分布狀態(tài)影響較小，不能從根本上解決碳化物沿晶分布問(wèn)題。觀察圖 4（b）～（d）可知，經(jīng)不同溫度的固溶處理后，退火組織中鏈狀碳化物完全消除， 組織均勻性顯著提高，其退火級(jí)別分別為 AS9、AS6 和 AS5 級(jí)，均屬 合格的退火組織。由此可見(jiàn)，通過(guò)固溶處理獲得不平衡的馬氏體組織，改變二次球化退火的原始組織，是消除退火組織中鏈狀碳化物的主要原因。在 1000～1100℃的溫度范圍內(nèi)，隨固溶溫度提升，退火組織均勻性和退火級(jí)別不斷提高。在 1000～1050℃較低的溫度范圍內(nèi)，固溶溫度對(duì)退火組織級(jí)別影響較大；當(dāng)固溶溫度≥1050℃時(shí)，退火組織中碳化物均勻性較高，固溶溫度升高時(shí)，退火組織級(jí)別變化不明顯。同 時(shí)，考慮到高溫固溶易造成晶粒粗大和混晶組織，且能耗較高，確定 1050℃為本試驗(yàn)條件下的最佳固溶溫度。
3 結(jié)論
（1） H13 鋼鍛材經(jīng)緩冷退火處理后， 退火組織中碳化物的尺寸及分布均勻性較差，球化不完全，在奧氏體晶界處存在大量條片狀的鏈狀碳化物， 鏈狀碳化物相為 Cr23C6 和 Mo6C。
（2） 固溶處理可明顯改善 H13 鋼退火組織中的碳化物偏析，消除鏈狀碳化物，提高后序球化退火組織中碳化物的球化率及分布均勻性。在一定溫度范圍內(nèi)，隨固溶溫度升高，球化退火組織越均勻。
（3） 當(dāng)固溶溫度＜1050℃時(shí)， 隨著固溶溫度的升高，球化退火組織級(jí)別明顯提高；固溶溫度≥1050℃時(shí)，球化退火組織中碳化物均勻性較高，固溶溫度對(duì)球化退火組織級(jí)別的影響較小。考慮到高溫固溶易造成晶粒粗大和混晶組織， 且能耗 較高， 確定1050℃為本試驗(yàn)條件下的最佳固溶溫度。
參考文獻(xiàn)
[1] 崔崑．國(guó)內(nèi)外模具用鋼發(fā)展概況[J]．金屬熱 處 理，2007，32(1)：1-11．
[2] 樊明強(qiáng)，毛磊，張雲(yún)飛，等．H13 鋼高溫壓縮過(guò)程中溫升對(duì)其變形行為及組織的影響[J]．鋼鐵研 究 學(xué) 報(bào)，2017，29(9)：756-761．
[3] 于靜．H13 熱作模具鋼的應(yīng)用[J]．特殊鋼，1993，14(5)：44-46.
[4] 霍曉陽(yáng)．影響 H13 熱作模具鋼等向性的因素[J]．鋼鐵研究學(xué)報(bào)，2008，20(11)：47-50．
[5] 胡心彬．鈮微合金化 H13 鋼的熱疲勞行為[D]．上海：上海大學(xué)，2005．
[6] 宋雯雯，閔永安，吳曉春．H13 鋼中的碳化物分析及其演變規(guī)律研究[J]．材料熱處理學(xué)報(bào)，2009，30(5)：122-126．
[7] 顧佳羽，李歡．高溫正火對(duì) H13 鋼鍛后組織的影響[J]．金屬 熱處理，2012，37(6)：70-72．
[8] 夏云峰，張光川，朱文，等．消除 H13 模具鋼網(wǎng)狀碳化物的熱處理工藝研究[J]．大型鑄鍛件，2017，39(3)：38-40．
[9] 賈萍．用鍛后正火法改善 35Cr3Mo3W2V 模具鋼的鏈狀碳化物[J]．金屬熱處理，1981，6(2)：33-40．
[10] 張忠侃．H13 鋼碳化物球化過(guò)程及組織力學(xué)性能的研 究[D].昆明：昆明理工大學(xué)，2010．
[11] 章為夷． 等溫球化處理過(guò)程中球狀碳化物的 Ostwald 長(zhǎng)大現(xiàn) 象[J]．材料科學(xué)與工藝，1993，12(4)：44-48．
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