分享：预回火工艺对H13钢组织和性能的影响

摘要：H13钢是目前国内铝合金热挤压模和压铸模的主要材料。随着科技发展,制造业对加工工件的性能要求越发严苛,这同时提高了对模具材料的性能要求。回火工艺通常为模具服役前的最后一道热处理工序,回火过程中通常会发生奥氏体转变、马氏体分解以及碳化物转变等显微组织演变；回火后

0. 引言

H13钢是目前国内铝合金热挤压模和压铸模的主要材料。随着科技发展,制造业对加工工件的性能要求越发严苛,这同时提高了对模具材料的性能要求。回火工艺通常为模具服役前的最后一道热处理工序,回火过程中通常会发生奥氏体转变、马氏体分解以及碳化物转变等显微组织演变；回火后的显微组织决定着材料服役过程中的力学性能。预回火（在正常回火前进行的一次回火）是一种常用于金属材料加工的热处理工艺,可以调控材料原始奥氏体晶粒与析出相类型,从而改善关键力学性能。YAN等[1]研究发现,H13钢经1 080 ℃淬火+500~650 ℃回火后,原奥氏体晶粒得到了细化。朱健等[2]在600 ℃×30 min回火处理前加入了640 ℃×10 min的预回火工艺对H13钢进行处理,发现回火后H13钢可以获得较好的综合力学性能。张昆鹏等[3]研究了回火温度对3Cr2MoWVNi热锻模具钢硬度与冲击韧性的影响,发现试验钢在650 ℃下回火后的韧性和硬度优于600 ℃下。姜新越等[4]研究表明,在580 ℃以上温度回火时钢的冲击韧性随回火温度的升高而显著升高。基于上述研究,推测高温预回火工艺可能会有效改善H13钢显微组织、提高其性能,目前,相关研究较少。

作者对H13钢进行了淬火+预回火+回火热处理,以淬火+常规回火试样为对照,研究了预回火工艺对H13钢组织和性能的影响,以期为通过调整残余奥氏体及析出相的含量与分布来提高H13热作模具钢的综合力学性能并拓宽其服役范围提供参考。

1. 试样制备与试验方法

试验材料为锻造退火态H13钢,由北京钢铁研究总院提供,化学成分（质量分数/%）为0.444C,1.099Si,0.391Mn,5.225Cr,1.476Mo,0.918V,0.122Ni,余Fe,原始组织为粒状珠光体（见图1）。在退火态试样上线切割制取尺寸为20 mm×20 mm×20 mm的试样,对其先进行如图2所示的淬火处理；再进行预回火处理,以10 ℃·min−1的速率分别升温至620,640,660,680 ℃保温10,20,40 min,最后进行600 ℃×120 min的回火处理,均空冷。对淬火后的H13钢进行常规回火处理作为对照,即进行两次600 ℃×120 min回火处理,升温速率为10 ℃·min−1,均空冷。

图 1 退火态H13钢的显微组织

Figure 1. Microstructure of annealed H13 steel

图 2 淬火处理工艺曲线

Figure 2. Quenching treatment process curve

将不同热处理后的试样研磨、抛光、体积分数4%的硝酸乙醇溶液腐蚀后,采用Leica DMI8C型倒置光学显微镜（OM）、Gemini SEM型场发射电子显微镜（SEM）和JEM-2100 FHR型透射电子显微镜（TEM）观察心部微观形貌,采用SEM附带的能谱分析仪（EDS）分析微区成分。将热处理后的试样在体积分数10%的高氯酸溶液（高氯酸与乙醇体积比为1∶9）中电解抛光后,通过SEM的电子背散射衍射（EBSD）模式分析晶粒尺寸和微观结构。采用D8 Advance型X射线衍射仪（XRD）分析物相组成,铜靶,Kα射线,工作电压为40 kV,工作电流为100 mA,扫描速率为2 （°）·min−1,扫描范围为20°~110°。

根据GB/T 230.1—2009,采用HRS-150D型洛氏硬度计测试心部洛氏硬度。根据GB/T 229—2007,采用NI-300型金属摆锤冲击试验机进行冲击试验,冲击试样尺寸为55 mm×10 mm×10 mm,开V型缺口,缺口角度为45°,深度为2 mm,底部曲率半径为0.25 mm。根据GB/T 228.2—2015,采用DDL-100型电子万能试验机进行拉伸试验,拉伸试样尺寸为62 mm×10 mm×2 mm,平行段尺寸为17 mm×4 mm×2 mm。

2. 试验结果与讨论

2.1 显微组织

在淬火时H13钢主要发生两个组织转变过程：碳化物在加热及保温过程中溶解,奥氏体在淬火急冷过程中转变为马氏体[5]。由图3可见：淬火后H13钢基体表面出现明显浮凸,这是马氏体转变阶段惯习面变形引发的均匀共格切变所致；大量尺寸较小的粒状碳化物弥散分布在基体中,结合EDS分析可知碳化物中富集钒、钼和铬元素。这些碳化物具有较高的热稳定性,在奥氏体化过程中不能完全溶入基体,其存在可以钉扎初生奥氏体晶界,进而细化晶粒。由图4可见：淬火后H13钢主要由体心立方（BCC)结构马氏体和极少量面心立方（FCC）结构残余奥氏体组成；马氏体取向随机,且取向差角均大于15°,说明无明显织构；淬火后H13钢的平均晶粒尺寸为1.43 μm。

图 3 淬火后H13钢的心部显微组织和A处EDS谱

Figure 3. Microstructure (a–b) and EDS spectrum at point A (c) of H13 steel core after quenching: (a) OM morphology and (b) SEM morphology

图 4 淬火后H13钢的EBSD图像和晶粒尺寸分布

Figure 4. EBSD images (a–b) and grain size distribution (c) of H13 steel after quenching: (a) phase diagram and (b) inverse pole figure

由图5对比图3（b）可见：淬火+一次600 ℃×120 min回火后,H13钢中马氏体板条形貌相比淬火后变得模糊,且在板条间析出了少量的碳化物；淬火+二次600 ℃×120 min回火后,H13钢中马氏体板条形貌几乎消失,碳化物数量增多、尺寸增大。

图 5 淬火+常规回火后H13钢的心部SEM形貌

Figure 5. SEM morphology of H13 steel core after quenching and conventional tempering: (a) primary tempering and (b) double tempering

H13钢在回火过程中主要发生马氏体和残余奥氏体的分解以及碳化物的析出。由图6可见：淬火+不同温度和时间的预回火后H13钢发生了不同程度的马氏体分解。当预回火温度为620 ℃时,保温不同时间后的马氏体板条相界均较为明显；当预回火温度升至660 ℃时,保温不同时间后的马氏体板条发生粗化,出现了明显的合并；当预回火温度为680 ℃、保温时间为20~40 min时,马氏体板条基本完全合并。当保温时间为10 min时,620~680 ℃下预回火后H13钢马氏体板条边界上均出现亮白色薄膜状组织（箭头所指）。由图7可知,除薄膜状组织外还存在块状组织,均为残余奥氏体。当保温时间为20 min时,仅有620,640 ℃下预回火后的H13钢马氏体板条边界上存在残余奥氏体,660,680 ℃下预回火后部分马氏体板条边界出现碳化物析出条带,推测这些析出相条带由位于马氏体板条边界的高碳含量和合金含量的残余奥氏体转变而成[6-7]。当保温时间延长至40 min时,620~680 ℃下预回火后马氏体板条边界处均出现残余奥氏体。在回火过程中马氏体中的过饱和碳原子析出,使得马氏体的晶体结构由体心立方转变为体心正方,为残余奥氏体分解释放了空间,在热力驱动下,残余奥氏体发生分解。不同的预回火温度和保温时间将带来不同的热激活能,因此预回火温度和时间对残余奥氏体分解的影响较大。此外,预回火温度的提升使得碳化物可以在更短的保温时间内析出,620 ℃×40 min的预回火处理后无回火碳化物析出,但在640,660 ℃下保温20 min就在马氏体板条边界析出回火碳化物,而在680 ℃下保温10 min就可以在马氏体板条边界及板条内观察到纳米级碳化物。

图 6 淬火+不同温度和时间预回火后H13钢的SEM形貌

Figure 6. SEM morphology of H13 steel after quenching + pre-tempering at different temperatures and times

图 7 淬火+620 ℃×10 min预回火后H13钢的TEM形貌

Figure 7. TEM morphology of H13 steel after quenching +620 ℃×10 minpre-tempering(a) at low magnification and (b) at high magnification

由图8可见：淬火+不同温度和时间预回火+600 ℃×120 min回火后H13钢中的残余奥氏体全部消失,马氏体进一步分解,且均析出回火碳化物,碳化物的尺寸随预回火时间延长和温度的升高而增大,当预回火温度为680 ℃、保温时间超过20 min时,碳化物尺寸大于淬火+常规回火后。

图 8 淬火+不同温度和时间预回火+600 ℃×120 min回火后H13钢的SEM形貌

Figure 8. SEM morphology of H13 steel after quenching + pre-tempering at different temperatures and times +600 ℃×120 min tempering

由图9（a）可见：淬火+不同温度和时间预回火+回火后,H13钢XRD谱中的α（110）、α（200）、α（211）和α（220）晶面衍射峰均很显著。由这些衍射峰的半峰全宽（FWHM）可以计算位错密度[7],计算公式[8-9]为

式中：ρ为位错密度；b为伯格斯矢量,体心立方铁取值为0.25 nm；D为平均晶粒尺寸；ε为晶格微应变。

图 9 常规回火和不同温度和时间预回火+600 ℃×120 min回火后的H13钢的XRD谱和位错密度

Figure 9. XRD spectra (a) and dislocation density (b) of H13 steel after conventional tempering or pre-tempering at different temperatures and times+600 ℃×120 min tempering

平均晶粒尺寸和晶格微应变对XRD谱有相当大的影响,假设晶粒尺寸展宽和应变展宽分布可以分别由柯西函数和高斯函数近似,则

式中：δ2θ为积分宽度；θ0为衍射峰的最大位置；λ为辐射波长。

D可以从拟合线的斜率推导出,ε可以从截距推导出。

将ε和D代入式（1）计算位错密度。由图9（b）可知,位错密度随着预回火温度升高或保温时间延长而降低。当预回火温度为620 ℃、保温时间为10 min时,位错密度为14.33×1014 m−2,而当预回火温度为680 ℃、保温时间为40 min时,位错密度仅为3.422×1014 m−2；此外,与常规回火相比,620,640 ℃预回火10~20 min+600 ℃回火后H13钢的位错密度更高,660,680 ℃下预回火10~40 min+600 ℃回火后H13钢的位错密度更低。这是因为随着保温时间延长或者温度升高,位错回复效果增强,位错密度降低。

2.2 力学性能

由图10可知：当预回火温度为620~680 ℃时,随着保温时间延长,H13钢的硬度降低,冲击吸收功增大,预回火温度为660 ℃时,随着保温时间从20 min延长至40 min硬度降低幅度最小；当保温时间为10,20 min时,随着预回火温度升高,硬度降低,当保温时间为40 min时,随着预回火温度升高,硬度先增加,当温度高于660 ℃时减小；当保温时间为10~40 min时,随着预回火温度升高,冲击吸收功增大。660 ℃预回火+600 ℃回火处理可以在增大硬度的同时提高冲击韧性。

图 10 常规回火和不同温度和时间预回火+600 ℃×120 min回火后H13钢的力学性能

Figure 10. Mechanical properties of H13 steel after conientional tempering and after pre-tempering at different temperatures and times and 600 ℃×120 min tempering: (a) hardness and (b) impact absorption work

在回火过程中H13钢微观结构的变化主要为位错密度的降低以及析出碳化物尺寸的增大[10-11]。在660 ℃预回火+600 ℃回火后,H13钢组织中的位错密度小于常规回火处理后,由于在受力过程中位错的合并以及在障碍处的塞积将会导致微裂纹的萌生与扩展[12],高位错密度会导致韧性降低,因此660 ℃预回火+600 ℃回火后H13钢的韧性更好。在体积分数相近的前提下,合金钢中更细小弥散的析出相可以更有效地强化基体[13-17]。660 ℃预回火+600 ℃回火后组织中析出的回火碳化物尺寸更细小,提供了更高的强化作用,并且小尺寸碳化物更不易成为裂纹萌生和扩展的快捷通道而降低韧性。660 ℃预回火+600 ℃回火处理可以同时增强增韧是由于组织中有较低的位错密度和较小尺寸的回火析出相。