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消除H13钢锻后组织中链状碳化物的热处理工艺

本文析了 H13 钢退火组织中链状碳化物的分布特点,对 H13 钢进行不同工艺的固溶处理+球化等温退火,研究了固溶处理对 H13 钢链状碳化物的溶解情况及退火组织均匀性的影响。研究表明,固溶处理可明显改善 H13 钢退火组织中的碳化物偏析,消除链状碳化物,提高碳化物的球化率及分布均匀性。在一定温度范围内,随固溶温度升高,退火组织越均匀。经 1050 ℃固溶处理后,H13 钢退火组织达到 NADCA# 207-2003 标准中的 AS6 级,球化效果良好,获得了碳化物弥散均匀的粒状珠光体组织。


H13 钢是一种使用温度在 600℃以下的中碳中铬热作模具钢,因其具有高强韧性、高耐磨性、良好的抗热疲劳性和镜面抛光性等诸多优点, 被广泛用于高压压铸模、热挤压模和塑胶模具的生产制造[1-3]。随着机械制造业的蓬勃发展, 成型模具的工况条件愈加严苛,对模具材料的纯净度、组织均匀性及力学性能提出了更高要求。H13 钢中含有 8%的合金元素, 由于选分结晶, 铸态组织中存在严重的枝晶偏析,并在晶界处聚集块状高熔点、高硬度的液析碳化物, 导致在后续生产过程中易出现碳化物偏析和带状组织等问题,严重影响 H13 钢的力学性能。


退火态是 H13 钢的供货组织状态,其退火组织优劣直接影响材料的使用性能。与进口 H13 钢相 比,国产 H13 钢仍存在一些质量差距,退火质量问题主要表现为碳化物尺寸不均、 圆整度差及分布不均匀等。其中,链状碳化物是 H13 钢退火组织中较为常见且危害较大的一种组织缺陷, 沿晶分布的碳化物将显著降低材料的冲击韧性和耐磨性, 造成模具型腔边缘或局部塌陷,出现早期失效[4]。为此,通 过合理的热处理工艺,有效消除 H13 钢退火组织中的链状碳化物,获得碳化物细小、均匀的退火组织,对提高材料力学性能和模具使用寿命均具有重要的现实意义。


试验材料与方法

试验料取自某厂经非真空+电渣重熔生产的 H13钢退火锻材100mm),化学成分见表 1在锻材心部截取 个热处理试样试样尺寸为 20mm×20 mm×30mm首先取 个试样观察退火锻材的显微组织再取另外 个试样分别进行 10001050 和 1100保温30min 的固溶处理, 之后将这 个试样一同进行 870保温 2 h 的球化等温退火, 以 30 / h 冷速冷至720保温 4h 后随炉冷却至500出炉空冷


热处理试样经研磨抛光后, 用 4%硝酸酒精溶液侵蚀, 采用 Axio Observer A1m 型蔡司显微镜和Ultra 55 场发射扫描电子显微镜进行显微组织观察和分析。采用 EPMA1720 型电子探针测定链状碳化物区域的元素偏析情况。按 NADCA# 207-2003 标准 评定退火组织级别。


试验结果与讨论

2.1 锻材退火组织

图 1 为 H13 钢锻材退火组织。由图 1(a)可以看 出,退火组织为碳化物分布不均匀的粒状珠光体,颜色较深位置为碳化物聚集区域,碳化物数量较多、尺寸细小;颜色较浅位置为碳化物贫化区,其碳化物尺寸较大,且沿晶呈链状分布。由图 1(b)可观察到,沿晶分布的链状碳化物形貌呈条片状, 尺寸范围约为3~5μm,局部区域出现链状碳化物的闭合网络;其余位置的碳化物呈大小不一的颗粒状, 且分布更为弥散均匀。按 NADCA# 207-2003 标准可评定该退火组织为 AS16 级,属不合格级别。对链状碳化物区域进行 EPMA 电子探针分析,其面扫描图像如图 2 所 示。沿晶的链状碳化物中主要为 Cr 和 Mo 的碳化物富集。研究表明,H13 钢退火组织中 Cr 和 Mo 的碳 化物主要以 M23C6 和 M6C 形式存在[5-6]。


2.2 固溶温度对链状碳化物消除的影响

链状碳化物是碳化物分布极不均匀的表现。要去除退火组织中已存在的链状碳化物, 必须将材料加热到能将沿晶分布的链状碳化物溶解的温度,使二次碳化物发生回溶、扩散、再分配,从而提高碳化物分布均匀性[7]。图 3 为 H13 钢在不同固溶温度下保温 30min 后的显微组织。由图 3 可以看出,固溶温度为 1000℃时,个别细小、断续的链状碳化物得到充分溶解,而大部分粗化、连续的链状碳化物仅发生初期的分断和细化, 沿原奥氏体晶界呈链状分布的碳化物轮廓依然清晰。在链状碳化物聚集区内,存在大量的大颗粒、条片状碳化物,与基体中回溶再析出的细小弥散碳化物相比, 其尺寸及分布均匀性均有较大差异。固溶温度升高至 1050℃时,链状碳化物溶解量显著增加,剩余的沿晶碳化物均呈断续、颗粒状,尺寸与基体上的弥散碳化物相差不大,碳化物的尺寸及分布均匀性显著提升。固溶温度继续升高至 1100℃时, 组织为晶粒尺寸不均匀的板条马氏体,此时,链状碳化物已完全回溶,细小的点状碳化物弥散分布在基体中,碳化物分布均匀性最高,但缺少碳化物在晶界的钉扎作用, 个别晶粒优先长大出现轻微的混晶组织,使组织均匀性略有下降。


分析不同固 溶温度对链 状碳化物溶 解情 况 可知,在 1000~1100℃温度范围内,随固溶温度升高,碳化物溶解量逐渐增加,链状碳化物分断、细化过程越彻底。究其原因, 高温固溶大幅提高了 Cr23C6 和 Mo6C 的溶解度,促使沿晶分布的短棒状、条片状碳化物尖角不断溶解, 晶界残留碳化物的尺寸和数量逐渐减少,直至全部回溶。根据第二相在钢中的平衡溶解度理论, 固溶温度越高,Cr、Mo 等元素在基体中的固溶量越大,析出的二次碳化物数量越少、尺寸越小。随后采用空冷方式冷却,抑制二次碳化物的沿晶析出, 从而同时提高碳化物尺寸及分布的均匀性[8-9]。


2.3 固溶温度对球化退火组织的影响

H13 钢退火组织的优劣受诸多因素影响。球化前的组织状态及组织均匀性对球化退火处理时碳化物的球化过程影响较大。原始组织为马氏体或贝氏体时, 球化过程是碳化物从非平衡组织的基体中析出、长大过程;原始组织为珠光体时,球化过程是短棒状或条片状碳化物溶断、扩散沉积过程[10-11]。试验 钢经固溶处理后,显微组织为板条马氏体。固溶温度不同,马氏体基体上分布的二次碳化物数量、尺寸及分布情况均有差异, 这部分未溶碳化物在后续球化退火过程中可作为形核质点,促使碳化物快速球化。


图 4 为 H13 钢不同固溶工艺处理+球化退火的显微组织。由图 4(a)可看出,试验钢经直接球化退火,退火组织中的链状碳化物数量减少、链状长度缩短, 其 聚 集 区 域 呈 孤 立 不 连 续 分 布, 按 NADCA#207-2003 标准可评为 AS11 级。相比于原始退火组织,碳化物分布均匀性虽有提高,但仍属于不合格级别。究其原因是在 870℃的球化退火温度下,碳化物溶解度较低,链状碳化物溶解量有限。另外,在界面能的影响下, 沿晶分布的条片状碳化物尖角不断溶解,并通过碳原子扩散使自身趋于球化,这一过程改变了晶界处的碳化物形态, 但对碳化物的分布状态影响较小,不能从根本上解决碳化物沿晶分布问题。观察图 4(b)~(d)可知,经不同温度的固溶处理后,退火组织中链状碳化物完全消除, 组织均匀性显著提高,其退火级别分别为 AS9、AS6 和 AS5 级,均属 合格的退火组织。由此可见,通过固溶处理获得不平衡的马氏体组织,改变二次球化退火的原始组织,是消除退火组织中链状碳化物的主要原因。在 1000~1100℃的温度范围内,随固溶温度提升,退火组织均匀性和退火级别不断提高。在 1000~1050℃较低的温度范围内,固溶温度对退火组织级别影响较大;当固溶温度≥1050℃时,退火组织中碳化物均匀性较高,固溶温度升高时,退火组织级别变化不明显。同 时,考虑到高温固溶易造成晶粒粗大和混晶组织,且能耗较高,确定 1050℃为本试验条件下的最佳固溶温度。 

结论

(1) H13 钢锻材经缓冷退火处理后, 退火组织中碳化物的尺寸及分布均匀性较差,球化不完全,在奥氏体晶界处存在大量条片状的链状碳化物, 链状碳化物相为 Cr23C6 和 Mo6C。

(2) 固溶处理可明显改善 H13 钢退火组织中的碳化物偏析,消除链状碳化物,提高后序球化退火组织中碳化物的球化率及分布均匀性。在一定温度范围内,随固溶温度升高,球化退火组织越均匀。

(3) 当固溶温度<1050℃时, 随着固溶温度的升高,球化退火组织级别明显提高;固溶温度≥1050℃时,球化退火组织中碳化物均匀性较高,固溶温度对球化退火组织级别的影响较小。考虑到高温固溶易造成晶粒粗大和混晶组织, 且能耗 较高, 确定1050℃为本试验条件下的最佳固溶温度。


参考文献

[1] 崔崑.国内外模具用钢发展概况[J].金属热 处 理,2007,32(1):1-11.

[2] 樊明强,毛磊,张雲飞,等.H13 钢高温压缩过程中温升对其变形行为及组织的影响[J].钢铁研 究 学 报,2017,29(9):756-761.

[3] 于静.H13 热作模具钢的应用[J].特殊钢,1993,14(5):44-46.

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