本文析了 H13 鋼退火組織中鏈狀碳化物的分布特點，對 H13 鋼進行不同工藝的固溶處理+球化等溫退火，研究了固溶處理對 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 鋼退火組織達到 NADCA# 207-2003 標準中的 AS6 級，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， 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]。隨著機械制造業(yè)的蓬勃發(fā)展， 成型模具的工況條件愈加嚴苛，對模具材料的純凈度、組織均勻性及力學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)組織中存在嚴重的枝晶偏析，并在晶界處聚集塊狀高熔點、高硬度的液析碳化物， 導致在后續(xù)生產(chǎn)過程中易出現(xiàn)碳化物偏析和帶狀組織等問題，嚴重影響 H13 鋼的力學性能。
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。與進口 H13 鋼相 比，國產(chǎn) H13 鋼仍存在一些質(zhì)量差距，退火質(zhì)量問題主要表現(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，獲得碳化物細小、均勻的退火組織，對提高材料力學性能和模具使用壽命均具有重要的現(xiàn)實意義。
1 試驗材料與方法
試驗料取自某廠經(jīng)非真空+電渣重熔生產(chǎn)的 H13鋼退火鍛材（準100mm），化學成分見表 1。在鍛材心部截取 4 個熱處理試樣，試樣尺寸為 20mm×20 mm×30mm。首先取 1 個試樣觀察退火鍛材的顯微組織，再取另外 3 個試樣分別進行 1000、1050 和 1100℃，保溫30min 的固溶處理， 之后將這 4 個試樣一同進行 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 場發(fā)射掃描電子顯微鏡進行顯微組織觀察和分析。采用 EPMA1720 型電子探針測定鏈狀碳化物區(qū)域的元素偏析情況。按 NADCA# 207-2003 標準 評定退火組織級別。
2 試驗結(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；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 標準可評定該退火組織為 AS16 級，屬不合格級別。對鏈狀碳化物區(qū)域進行 EPMA 電子探針分析，其面掃描圖像如圖 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，個別細小、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)生初期的分斷和細化， 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，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， 組織為晶粒尺寸不均勻的板條馬氏體，此時，鏈狀碳化物已完全回溶，細小的點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， 個別晶粒優(yōu)先長大出現(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，鏈狀碳化物分斷、細化過程越徹底。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， 從而同時提高碳化物尺寸及分布的均勻性[8-9]。
2.3 固溶溫度對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)及組織均勻性對球化退火處理時碳化物的球化過程影響較大。原始組織為馬氏體或貝氏體時， 球化過程是碳化物從非平衡組織的基體中析出、長大過程；原始組織為珠光體時，球化過程是短棒狀或條片狀碳化物溶斷、擴散沉積過程[10-11]。試驗 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)球化退火過程中可作為形核質(zhì)點，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、鏈狀長度縮短， 其 聚 集 區(qū) 域 呈 孤 立 不 連 續(xù) 分 布， 按 NADCA#207-2003 標準可評為 AS11 級。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，并通過碳原子擴散使自身趨于球化，這一過程改變了晶界處的碳化物形態(tài)， 但對碳化物的分布狀態(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，其退火級別分別為 AS9、AS6 和 AS5 級，均屬 合格的退火組織。由此可見，通過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別不斷提高。在 1000～1050℃較低的溫度范圍內(nèi)，固溶溫度對退火組織級別影響較大；當固溶溫度≥1050℃時，退火組織中碳化物均勻性較高，固溶溫度升高時，退火組織級別變化不明顯。同 時，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） 當固溶溫度＜1050℃時， 隨著固溶溫度的升高，球化退火組織級別明顯提高；固溶溫度≥1050℃時，球化退火組織中碳化物均勻性較高，固溶溫度對球化退火組織級別的影響較小。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℃為本試驗條件下的最佳固溶溫度。
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