鍛后退火工藝對擠壓輪用H13鋼組織性能的影響

畢玲敏，王延輝

(大連交通大學(xué) 連續(xù)擠壓教育部工程研究中心，遼寧 大連 116028)*

0 引言

連續(xù)擠壓機(jī)可以將鋁、銅、鎂等有色金屬擠壓成“無限長”的型材，是一種高質(zhì)量高效率的塑性成形方法［1］.擠壓機(jī)上的關(guān)鍵模具擠壓輪，工作條件較為惡劣，表面溫度在較短時(shí)間內(nèi)可達(dá)700℃，且用后急速冷卻，在使用過程中承受大而復(fù)雜的拉應(yīng)力和壓應(yīng)力，急冷急熱的高溫冷熱疲勞應(yīng)力，需要高溫下沖擊性能不降低或少降.因此，材料要求具有高強(qiáng)度、高韌性的良好綜合力學(xué)性能.目前擠壓輪選用材料為國產(chǎn)電渣H13鋼，即國內(nèi)牌號(hào)4Cr5MoSiV1.H13是國際上廣泛應(yīng)用的一種空冷硬化熱作模具鋼，具有較高的韌性和耐冷熱疲勞性能，不容易產(chǎn)生熱疲勞裂紋，同時(shí)具備較高的熱強(qiáng)性，是一種強(qiáng)韌兼?zhèn)洹①|(zhì)優(yōu)價(jià)廉的鋼種.但由于澆注鑄錠有枝晶偏析，改鍛退火后碳化物呈帶狀分布，同時(shí)出現(xiàn)碳化物小球呈密集的網(wǎng)狀堆積分布，這是國產(chǎn)H13鋼普遍存在的質(zhì)量問題之一，是模具早期脆性開裂的重要原因.目前國內(nèi)已有多家鋼廠能生產(chǎn)H13鋼，但其質(zhì)量參差不齊［2］.研究表明［3］，鍛件退火工藝對工件淬火加熱組織和力學(xué)性能的影響十分明顯.為此，本實(shí)驗(yàn)通過對三種熱處理工藝后H13鋼組織和性能的對比，來探討不同退火工藝對H13鋼組織性能的影響.

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用鋼為上海寶鋼集團(tuán)生產(chǎn)的H13熱作模具鋼，工藝路線:電弧爐冶煉-爐外精煉-電渣重熔-鋼錠退火-鍛造-鍛后熱處理-機(jī)加工-無損檢測.化學(xué)成分見表1，符合 GB/T 1299-2000的要求.

表1 試驗(yàn)用鋼化學(xué)成分 %

取H13原材料3件，尺寸Φ 250×300 mm3，經(jīng)重新鍛造成Φ 420×110 mm3的擠壓輪模塊并做不同工藝退火處理，在模塊中心截取小試樣尺寸為Φ 120×20 mm3，試驗(yàn)工藝曲線見圖1.

試樣經(jīng)研磨、拋光并用4%硝酸酒精腐蝕后用OLYMPUS BX41M金相顯微鏡觀察顯微組織，采用EQUOTIP2便攜式硬度計(jì)檢測樣品硬度，將試驗(yàn)材料按照NADCA#207-2008標(biāo)準(zhǔn)加工成10×5×55 V口沖擊試樣，在JXB300型沖擊試驗(yàn)機(jī)上檢測沖擊功，而后用JSM-6360LV型掃描電子顯微鏡觀察沖擊斷口形貌.

圖1 三種鍛后熱處理工藝曲線

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 原材料退火態(tài)金相組織

H13鋼鍛件按NADCA#207-2008標(biāo)準(zhǔn)提供的照片評定50倍帶狀偏析及500倍退火顯微組織的級(jí)別;并且要求退火后硬度不超過235 HB.原材料金相組織如圖2所示，碳化物呈黑白相間的條帶狀分布，即明顯的帶狀組織.條帶越黑說明二次碳化物含量越高，偏析越嚴(yán)重.黑帶中還分布大量白亮塊狀的共晶碳化物，這是由于鋼錠在澆注過程中凝固的順序不同而形成的.H13鋼在冷卻凝固過程中以樹枝狀組織結(jié)晶，由于凝固先后順序不同造成枝晶間化學(xué)成分不均勻.先凝固的枝干合金元素含量少，而后凝固的枝晶合金元素含量較多，當(dāng)碳及合金元素富集到共晶成分后，出現(xiàn)了少量不平衡的共晶碳化物，顯微鏡下為亮白色，多數(shù)呈塊狀、鏈狀或堆狀分布［4］.鋼材鍛造時(shí)樹枝晶沿變形方向被拉長，形成條帶狀組織，各條帶間化學(xué)成分不均勻，即帶狀偏析.按照NADCA#-207規(guī)定，材料退火態(tài)不應(yīng)有明顯的帶狀偏析，且塊狀共晶碳化物破壞基體連續(xù)性，降低沖擊韌性.同時(shí)由于球化不完全，鐵素體基體有的呈等軸晶分布，有的呈層片狀分布，二次碳化物呈網(wǎng)狀、短棒狀、球狀和點(diǎn)狀分布，形態(tài)多樣且分布不均，退火態(tài)硬度在220 HB左右.

圖2 原材料金相組織

2.2 淬回火后金相組織

試樣經(jīng)改鍛并退火后統(tǒng)一采用NADCA#207-2008推薦的熱處理工藝:1 030℃淬火，580℃回火兩次觀察顯微組織.

回火態(tài)組織中均存在不同程度的帶狀偏析.如圖3所示，1#試樣偏析較重，2#、3#試樣偏析減輕，但3#二次碳化物明顯呈網(wǎng)狀分布.與NADCA#-207規(guī)定的帶狀偏析標(biāo)準(zhǔn)圖相比，1#嚴(yán)重偏析，與標(biāo)準(zhǔn)圖相差較大，2#、3#較接近合格級(jí)別.

圖3 50×帶狀偏析圖

淬回火后組織為針狀馬氏體+未溶碳化物+殘余奧氏體，碳化物較多，呈點(diǎn)狀分布有時(shí)出現(xiàn)塊狀、鏈狀共晶碳化物，組織見圖4所示.由于共晶碳化物溶解溫度在1 100℃以上，因此三種工藝對消除或減輕大塊鏈狀共晶碳化物并未起到明顯作用.但經(jīng)過等溫球化退火的2#、3#明顯晶粒和組織較1#細(xì)小.參照ASTM E112標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的晶粒度等級(jí)，按比較法評定1#為8級(jí)，2#為10級(jí)，3#為9級(jí).但3#由于奧氏體化后進(jìn)行緩冷，組織中遺傳了退火態(tài)的網(wǎng)狀碳化物，淬火加熱時(shí)雖有部分溶入奧氏體中，但還有部分殘留在晶界上.三組試樣回火處理后硬度均為51 HRC左右.帶狀偏析、共晶碳化物等缺陷在隨后熱處理過程中無法消除，遺傳到回火組織中從而影響最終使用性能.鋼的韌性與鋼中的夾雜物、共晶碳化物、帶狀偏析及二次碳化物分布形態(tài)有關(guān).H13鋼中常見的碳化物形態(tài)有片層狀、球狀或兩者共存，其存在形式主要由溫度和冷卻方式?jīng)Q定.碳化物類型主要有MC、M6C、M7C3、M23C6［5］，不同類型碳化物所含元素類型不同，MC型碳化物主要含V，V元素起細(xì)化晶粒、提高高溫穩(wěn)定性的作用，M7C3、M23C6中主要含Cr元素，提高材料的強(qiáng)度和硬度，Mo元素主要存在于M6C中，提高鋼的熱強(qiáng)性和淬透性.

圖4 500×顯微組織

2.3 沖擊試驗(yàn)

沖擊功結(jié)果見圖5.所有試樣按照NADCA#-207-2008的標(biāo)準(zhǔn)加工成10×5×55的V型缺口沖擊試樣，在JXB300型沖擊試驗(yàn)機(jī)上測試.

圖5 沖擊功結(jié)果

沖擊功數(shù)值顯示，無論是經(jīng)過快冷或是慢冷的等溫球化退火工藝，沖擊韌性均比不完全退火工藝有所提高.不完全退火工藝獲得的組織為球狀珠光體+少量粒(塊)狀碳化物，硬度為215～220 HB且存在嚴(yán)重的帶狀偏析和共晶碳化物，等溫球化退火工藝有三方面的要求，即低的加熱溫度、高的等溫轉(zhuǎn)變溫度及充分的等溫時(shí)間，獲得的組織是鐵素體基體上均勻分布著細(xì)小的球狀碳化物，硬度為218～220 HB，兩者硬度相差不大.由于奧氏體化溫度低，碳化物不能充分溶解，在隨后等溫冷卻過程中，未溶的細(xì)點(diǎn)狀碳化物和奧氏體的富碳區(qū)均將成為球化過程的形核基礎(chǔ).形核基礎(chǔ)多，有利于碳化物球化完全并消除鏈狀碳化物.冷卻速度越快，析出的碳化物顆粒越小，分布越均勻，顆粒間的距離越小，對于以后的淬火越有利.彌散分布的合金碳化物為最終淬火過程提供了大量的結(jié)晶核心［6］，且細(xì)顆粒的碳化物在隨后形核過程中起到抑制晶粒長大的作用，同時(shí)均勻彌散分布的合金碳化物作為組織轉(zhuǎn)變的核心，明顯細(xì)化了淬火組織［4］，同時(shí)在性能上沖擊韌性較之不完全退火處理有明顯提高.2#工藝奧氏體化后快速冷卻，再球化退火，抑制了二次碳化物沿晶界呈網(wǎng)狀或鏈狀分布，明顯細(xì)化組織和晶粒.若3#工藝奧氏體化后采取緩慢冷卻，組織中網(wǎng)狀或鏈狀的碳化物在Acm～Al溫度區(qū)從過飽和的奧氏體中析出［6］，即二次碳化物.二次碳化物緩慢沿晶界析出，且網(wǎng)孔較粗大，網(wǎng)絡(luò)較肥厚，很少形成全封閉網(wǎng)絡(luò).這些沿晶析出的鏈狀碳化物降低晶界結(jié)合能，弱化晶界，對材料的等向性能與沖擊韌性會(huì)產(chǎn)生不利的影響，降低沖擊功，使模具在機(jī)械加工、安裝調(diào)試或服役過程中發(fā)生脆性開裂.

2.4 沖擊斷口掃描

沖擊斷口微觀形貌見圖6.1#工藝沖擊斷口平齊，幾乎沒有剪切唇，斷裂之前幾乎沒有發(fā)生塑性變形，宏觀表現(xiàn)為脆性斷裂.微觀上觀察，斷口由很多小平面和撕裂棱組成，有很少量的韌窩，屬于典型的準(zhǔn)解理斷裂.2#試樣韌窩較多，趨近于韌性斷裂.其沖擊斷口宏觀上有大面積剪切唇，發(fā)生了明顯的塑性變形，為韌性沖擊斷口，微觀上分布較多韌窩.3#試樣其沖擊斷口可見大量網(wǎng)狀、鏈狀沿晶界擴(kuò)展的裂紋.

圖6 沖擊斷口掃描

4 結(jié)論

(1)H13鋼中帶狀偏析和共晶碳化物需要高溫長時(shí)間保溫才能消除或減輕，尤其是共晶碳化物，其溶解溫度在1 100℃以上，而本文中三種退火工藝奧氏體化溫度均較低，因此并未有所改善;

(2)H13鋼等溫球化退火后組織為球狀珠光體+細(xì)小的合金碳化物，比之不完全退火，球狀碳化物分布更均勻，合金元素析出多且細(xì)小彌散;

(3)奧氏體化后快速冷卻，有效地抑制了二次碳化物沿晶析出，而緩慢冷卻造成碳化物呈網(wǎng)狀分布，降低晶界結(jié)合能，沖擊斷口出現(xiàn)大量沿晶界開裂的裂紋，容易造成模具在隨后使用過程中發(fā)生脆性開裂;

(4)等溫球化退火工藝析出彌散分布的合金碳化物，作為淬火過程組織和晶粒轉(zhuǎn)變的核心，明顯細(xì)化了組織和晶粒，提高沖擊韌性，為提高擠壓輪使用壽命提供了理論依據(jù).

［1］謝冬柏，王福會(huì).擠壓輪失效分析及熱處理工藝改進(jìn)［J］.機(jī)械工程材料，2002，26(7):22-24.

［2］譚彥顯.模具材料及表面強(qiáng)化處理［M］.北京:北京理工大學(xué)出版社，2011.

［3］周健，馬黨參.不同退火工藝對H13鋼組織和力學(xué)性能的影響［J］.金屬熱處，2012，37(5):53-58.

［4］劉桂彪，閔永安，吳曉春.改鍛對H13模具鋼軋材顯微組織和沖擊性能的影響［J］.機(jī)械工程材料，2011，35(2):43-46.

［5］薛松，周杰.H13鋼退火態(tài)中的碳化物分析［J］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2012，33(2):100-105.

［6］鄒安全，鄧芬燕.等溫球化退火對H13鋼組織和性能的影響［J］.金屬熱處理，2003，28(8):34-35.