H13 及其改進熱作模具鋼熱力學動力學計算

張雪姣，張心金，李 晗，肖志霞，朱 琳

H13 鋼是C-Cr-Mo-Si-V 型鋼，主要用于鋁合金壓鑄模、熱鍛壓模和熱擠壓模，H13 鋼在服役過程中必須承受急冷急熱和較大的沖擊力、磨損、摩擦、熱疲勞、塑性變形、機械性破壞等。因此要求H13 鋼具有良好的高溫強度、韌性及熱疲勞性[1、2]。為了提高H13 鋼的綜合性能，成分優(yōu)化是一種行之有效的方法。國內(nèi)外普遍采用的合金化思路是低硅高鉬方案，通過減少H13 鋼中硅的含量，提高鉬的含量來改善H13 鋼的高溫性能[3]。上海大學提出高硅高錳（1:1 的含量比） 的設計思路，目的是保障材料的熱穩(wěn)定性和熱疲勞性能，同時大幅度降低生產(chǎn)成本[4]。近年來，在模具行業(yè)中嶄露頭角的高性能新型熱作模具鋼DM 鋼[5、6]，是通過提高不同析出物在高溫段分布的穩(wěn)定性來提高材料在服役過程中的熱穩(wěn)定性能，服役壽命遠高于傳統(tǒng)模具材料H13。

本文利用JMat Pro 進行熱力動力學計算，得到幾種材料中的碳化物分布及析出動力學，分析討論幾種模具鋼的熱穩(wěn)定性優(yōu)化原理，為模具鋼成分優(yōu)化提供理論基礎。

1 材料成分

本文將熱作模具鋼成分（見表1） 作為計算依據(jù)。其成分范圍為《NADCA 推薦H13 工具鋼工藝規(guī)范》列出的常規(guī)H13 鋼成分要求，其余分別為低硅高鉬鋼、高硅低鉬鋼、DM 鋼及典型H13 鋼成分。低硅高鉬鋼在H13 鋼的基礎上降硅提鉬，并增加N 含量，高硅低鉬鋼在H13 鋼基礎上提硅降鉬，DM 鋼為了發(fā)揮二次碳化物對熱穩(wěn)定性的重要作用，選用具有強烈二次硬化效應的Mo、W、V等元素進行優(yōu)化。

表1 熱作模具鋼成分 （wt.%）

2 熱力學計算

2.1 平衡相圖計算

根據(jù)各成分中M （C， N ）的平衡含量及相應的晶粒尺寸（見表2） 可知，相比于低硅高鉬鋼，高硅低鉬鋼中M （C， N ）的最大析出量從0.7 %增至0.84%左右，DM 鋼中M23C6含量降低至2.9%，M（C， N ）的最大析出量為1.03%。在奧氏體化溫度1 060 ℃下，DM 鋼M （C， N ）含 量 最 高，M（C， N ）對奧氏體晶粒長大有較強的釘扎作用，因此DM 鋼更容易得到細小的晶粒。

圖1 平衡相圖計算

表2 1 060 ℃碳化物平衡含量及臨界晶粒尺寸

2.2 連續(xù)冷卻轉變曲線計算

根據(jù)模具鋼熱處理工藝，采用奧氏體化溫度1 060 ℃，晶粒度為4.1 級（1 060 ℃保溫15 min） 為條件進行幾種鋼連續(xù)冷卻曲線的計算（見圖2）。幾種鋼的淬透性順序為：低硅高鉬合金＞高硅低鉬＞H13 合金＞DM 鋼，H13 鋼、低硅高鉬高及高硅低鉬鋼臨界冷速差別不大，得到馬氏體的臨界冷速約為1.8 ℃/min，DM 鋼由于Cr、Mo 含量降低，其淬透性稍差，當冷速大于18 ℃/min 時，可得到完全的馬氏體組織（見表3、表4）。

表3 各相開始轉變溫度 （℃）

表4 各成分馬氏體相變臨界冷速（℃/s）

圖2 連續(xù)冷卻轉變曲線計算

3 動力學計算

Medvedeva 等[7]對幾種熱作模具鋼疲勞循環(huán)軟化做系統(tǒng)研究。研究表明，短時循環(huán)軟化主要受位錯重排及湮滅控制，材料成分對其影響可以忽略不計，但是長時間的循環(huán)軟化取決于材料的回火抗力，其關鍵因素是碳化物形態(tài)及其穩(wěn)定性。因此，掌握熱作模具鋼在高溫服役下各類碳化物的析出規(guī)律及其熱穩(wěn)定性對該類鋼的材料設計十分重要。

圖3 1 060 ℃淬火后600 ℃及650 ℃保溫過程中碳化物的析出計算

根據(jù)以往的研究結果[8]，H13 和DM 鋼在淬火連續(xù)加熱過程中碳化物轉變大致可分為六個相變階段，第一階段發(fā)生馬氏體時效轉變，并于馬氏體組織中析出長周期有序相ε 碳化物，第二、三階段分別為M3C 型碳化物轉變和殘余奧氏體分解，第四階段為M3C 轉變?yōu)镸7C3，第五階段為M2C 型碳化物的轉變，第六階段為MC 型碳化物析出。相比H13 鋼，三種改進型模具鋼在第五、六階段停留的時間相對較長，其中，低硅高鉬鋼和DM 鋼在第五、六階段停留的時間更長，隨著保溫溫度的提升，這種時間差距更為明顯（見表5、表6）。

表5 不同成分600 ℃保溫時各碳化物的析出溶解時間 （h）

表6 不同成分650 ℃保溫時各碳化物的開始析出和溶解時間 （h）

通過碳化物長大動力學計算可知，這四種鋼中主要 碳 化物 易 粗化 的 順 序 為M2（C， N ）＞M23C6＞M6C＞M7C3＞M （C， N ）。由各鋼種淬火后在650 ℃保溫時，M (C，N) 和M6C 型碳化物的長大動力學（見圖4） 可知，低硅高鉬與高硅低鉬鋼M （C， N）型碳化物長大速率在保溫100 h 以內(nèi)與H13 鋼基本一致，保溫100 h 以后，低硅高鉬鋼中M (C，N)型碳化物長大速率明顯低于H13 鋼，低硅高鉬與高硅低鉬鋼M （C， N ）型碳化物長大速率基本一致。DM 鋼中M （C， N ）型碳化物的長大速率最低，的長大速率高于低硅高鉬鋼。

圖4 1 060 ℃淬火后650 ℃保溫過程中碳化物長大計算

4 結 語

本文討論的三種改進型熱作模具鋼均能夠提高H13 鋼的綜合性能，但其成分設計思路不同，提高性能的原理也不同。本文主要從平衡相、相變動力學及碳化物析出動力學、長大動力學的角度進行分析，得出以下結論：

（2） 幾種鋼的淬透性順序為：低硅高鉬鋼＞高硅低鉬鋼＞H13 鋼＞DM 鋼，H13 鋼、低硅高鉬鋼、高硅低鉬鋼得到馬氏體的臨界冷速相差不大，約為1.8 ℃/min，DM 鋼由于Cr、Mo 含量的降低，其淬透性稍差，當冷速大于18 ℃/min 時，便可得到完全的馬氏體組織。

（3） 在H13 鋼成分基礎上，低硅高鉬方向的成分設計方案通過降硅提鉬加氮使材料平衡相中出現(xiàn)M6C 相。因此，材料在600 ℃～650 ℃高溫服役時，碳化物析出行為在第五、六階段停留時間更長，降低M （C， N ）長大速度，提高H13 鋼的熱穩(wěn)定性;高硅低鉬方案提高回火抗力的最主要原因是提高M （C， N ）型碳化物含 量，并 明 顯降 低M（C， N ）的長大速度；在DM 鋼方案中，由于加入W，降低Mo，極大地提高M6C 和M （C， N ）的含量，延長這兩種碳化物的析出時間，降低M（C， N ）型碳化物的長大速度，進一步增強DM 鋼的回火抗力。

致謝： 感謝河北工業(yè)大學肖志霞老師提供JMatPro 的計算結果。