釩對H13鋼熱穩定性的影響

2021-11-03 09:13:52吳日銘

模具工業 2021年10期

黃山，吳日銘，胡濤，陳蒙

（1.上海工程技術大學材料工程學院，上海 201600；2.上海市激光先進制造技術協同創新中心，上海 201600）

0 引言

隨著我國模具行業的快速崛起，對模具鋼使用性能的要求越來越高。H13鋼是一種中碳、中鉻模具鋼，廣泛應用于壓鑄模、熱鍛模、熱擠壓模等[1]。H13鋼常在高溫環境下使用，故需要在高溫下保持良好的強度、硬度、抗軟化能力[1,2]，即模具鋼需要良好的熱穩定性能。

目前H13鋼在熱作模具鋼市場中需求較大，由于其具有良好的綜合力學性能和抗熱疲勞性能，適用于多種工況。但工作溫度超過600℃時，H13鋼微觀上析出粗大碳化物[1]，宏觀上抗回火軟化能力急劇下降，因而更高溫度工況下應使用熱穩定性更好的模具鋼[2]。有研究表明，V是強碳氮化物形成元素，在回火過程中固溶的V在鐵素體中以V（C,N）的形式析出[3]。同時VC型碳化物細小彌散、穩定性高，能在700℃時穩定存在且不易聚集長大、粗化，顯著提高二次硬化作用，對高溫回火中α相的再結晶晶粒的長大也有抑制作用[3-6]。因此，合金元素V具有較強的細晶強化和析出強化作用，且微量V就能顯著增強模具鋼的高溫強韌性、回火穩定性。但是有研究發現[6-8]，過多的V固溶于基體中，會產生許多大顆粒未溶碳化物，導致鋼的韌性下降，使鋼的切削加工性能惡化，増加鋼的脆性；另一方面，添加過多的V會使鋼的回火軟化加快，強度降低，使鋼的強韌性都降低；此外，由于V價格高昂，添加過多的V還會使生產成本增高。在研究鉬（Mo）對模具鋼影響時發現，添加Mo的鋼在基體與析出相界面上的析出會抑制碳化物粗化[9,10]，故可在H13鋼基礎上提高Mo的含量，進一步控制碳化物粗大的影響。

基于以上分析，在H13鋼合金成分基礎上設計添加不同的V含量，分別為不含V的A1鋼、含0.55%V的A2鋼以及含1.0%V的H13鋼。通過熱穩定數據對比，并結合 JMA（Johnson-Mehl-Avrami）方程研究V對H13鋼回火抗力影響，分析不同V含量時回火保溫前后過程的顯微組織差異，探究了V對H13鋼熱穩定性的影響。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

采用真空感應熔煉爐制備20 kg/支的試驗鋼錠，退火后去除表面氧化皮和縮孔；采用天然氣加熱爐將坯料加熱至1 240℃并保溫2 h，三向鍛打至24 mm×55 mm的鋼條后進行退火+調質處理。試驗鋼實測的化學成分如表1所示。

表1 試樣鋼合金成分質量分數

1.2 試驗方法

從各鋼條上切取9塊尺寸為20 mm×20 mm×24 mm的鋼塊，將試驗鋼進行1 040℃油淬后，分別以350、400、450、500、530、560、590、620、650 ℃回火2 h，然后按照GB/T 230.1—2018檢測標準測試試驗鋼不同回火溫度下的洛氏硬度值。

從各鋼條上切取1塊尺寸為25 mm×25 mm×24 mm的鋼塊，將試驗鋼采用1 040℃油淬后，在600℃下進行回火，每次回火2 h，通過對試驗鋼進行長時間回火探究其回火軟化趨勢。

2 試驗結果及討論

2.1 回火溫度與硬度曲線

H13、A1和A2鋼的不同回火溫度與硬度的關系曲線如圖1所示。由圖1可以看出，H13、A1和A2鋼均存在二次硬化現象，且硬化峰值均在530℃左右。O G SOKOLOV等[10]指出，含Nb、Ti和V的鋼在525～550℃回火后達到最大硬度，與圖1中含V鋼二次硬化峰的回火溫度相符，說明添加V會使熱作模具鋼二次硬化現象更加明顯。同時在500～525℃回火后，Mo、W和Cr合金化的鋼可達到最大硬度，提高了二次硬化，不含V的A1鋼因為含大量Mo，故而二次硬化峰值也接近530℃。然而，隨著V含量提高，在620℃高溫回火下，H13鋼硬度下降比A2鋼更快，根據研究Mo可以得出[3,9]，Mo含量的增加可以提高高溫回火穩定性，說明由于Mo含量的提高，使620℃高溫回火下A2鋼硬度下降比H13鋼慢。峰值前回火，H13鋼硬度比A2鋼高2 HRC、比A1鋼高5 HRC；達到峰值后回火，H13鋼硬度略低于A2鋼，比A1鋼硬度高2 HRC。

圖1 回火溫度與硬度關系曲線

2.2 V對熱穩定性的影響

H13、A1和A2鋼在600℃下長時間回火保溫，通過測定回火下的試驗鋼硬度反映試驗鋼在高溫工作下熱穩定性優劣。圖2所示為600℃熱穩定性曲線，由圖2可知，在保溫2 h后A2鋼硬度始終高于H13和A1鋼，且在回火保溫20 h過程中，A2鋼硬度降低最少、下降平緩，說明A2鋼熱穩定性能最好。由回火保溫前6 h可以發現，H13鋼和A1鋼硬度值下降較多，且A1鋼硬度值降低幅度最大，說明H13鋼和A1鋼在高溫回火下抗回火能力較差，熱穩定性比A2鋼差，故證明0.55%V的A2鋼在600℃高溫下具有較好的熱穩定性。1.0%V的H13鋼和0.55%V的A2鋼相比，添加過多的V反而會降低鋼的回火穩定性，使鋼的強度、硬度都降低。因此，在H13鋼中降低V含量，選擇合適V含量的合金化設計，可以保證模具鋼在600℃高溫下保持較好的熱穩定性。

圖2 600℃熱穩定性曲線

2.3 高溫時效動力學

由WA JOHNSON等[11]和M AVRAMI[12-14]同時提出描述固態相變受擴散控制的回火動力學規律，WATTEP等[15]基于JMA方程提出了回火動力學規律方程：

其中，τ為回火率；t為回火時間；n為Avrami指數；D取決于回火溫度，并遵循Arrhenius方程：

其中，D0為前指數常數；Q為回火轉變活化能；R為理想氣體常數（等于8.314 3 kJ·mol-1·K-1）；T為等溫回火溫度，K?；鼗鹇时欢x為：

將測得的硬度值，代入式（3）和式（4），整理結果如圖3所示。H13、A1和A2鋼在600℃回火20 h后Avrami指數n分別為0.88、0.71、0.67。依據克里斯青的計算研究可得[16]，此時n值代表從小尺寸開始的各種形狀的生長，成核率隨時間下降。同時Morgan提出，Avrami指數的取值可以是1、2、3、4，依賴成核和生長過程，對于纖維（一維）生長，n為1或2[17]。根據求出的n指數可知，以上3種鋼在回火過程中是纖維生長。根據Lifshitz-Slyozoy-Wagner（即LSW）理論，體擴散控制著碳化物的粗化動力學過程[18,19]。而B A LINDSLEY等指出在馬氏體回火過程中，當n值降至0.20～0.23時，碳原子沿著位錯和晶界擴散控制著碳化物粗化［20,21］。有研究表明V對高溫回火中α相的再結晶晶粒長大有抑制作用，并且優先在位錯、晶界以及未溶碳化物附近等析出[4-6]。因此，H13鋼添加V對碳化物粗大有一定的抑制作用，但含V量為1.0%時，n為0.88，H13鋼在回火過程中析出的碳化物粗大，故應合理選擇V含量，避免碳化物粗化，進一步提高抗回火穩定性。

圖3 H13、A1、A2鋼在600℃回火保溫下Avrami指數n

2.4 微觀組織分析

H13、A1、A2鋼在600℃回火過程中的金相顯微組織分別如圖4～圖6所示，H13鋼、A2鋼在回火2 h后出現馬氏體組織，并且晶粒大小均勻，組織中有碳化物析出，使硬度明顯提高。對比回火2 h的A1鋼，產生大塊狀馬氏體組織，晶粒粗化，使鋼的硬度降低。回火12 h、20 h的A1鋼中，仍然出現粗大碳化物和大塊馬氏體組織，馬氏體的位錯強化和固溶強化效果隨α相的回復和碳化物析出而不斷減弱，這是試驗鋼硬度降低的主要原因[3]，故碳化物粗大的影響會使其硬度進一步降低，因而在長時間回火保溫下會降低鋼的熱穩定性。因此，不含V的A1鋼碳化物粗大、硬度降低、高溫回火穩定性相對較差，與圖2熱穩定性硬度曲線相符?；鼗鸨剡^程本質上是等溫回火轉變，其原理可歸納為[22-24]：在過飽和固溶體中第二相粒子析出長大，在晶體空間點陣的重新構建上，表現為較大彈性畸變能的釋放，伴隨現象為回復和再結晶，其熱穩定性能較優。回火12、20 h后H13、A2鋼組織出現回復，微觀形貌與回火2 h類似，其熱穩定性能優于A1鋼。但H13鋼中碳化物在長時間回火保溫下開始粗化，對比A2鋼的金相顯微組織，A2鋼中碳化物細小、彌散，說明添加過量的V無法進一步抑制碳化物粗大，反而降低鋼的熱穩定性。因此，添加適量的V不僅使鋼在熱處理后組織析出穩定、晶粒大小均勻，而且進一步提高鋼的熱穩定性。

圖4 H13鋼熱穩定性試樣顯微組織

圖5 A1鋼熱穩定性試樣顯微組織

圖6 A2鋼熱穩定性試樣顯微組織

H13、A1、A2試樣鋼回火12 h后10 000倍的掃描電鏡（SEM)形貌如圖7所示，從圖7可以看出，H13、A2鋼中出現圓狀碳化物。施淵吉等研究了析出的VC型碳化物呈球狀形貌分布[25]，與圓狀碳化物形貌近似，而A1試樣鋼中沒有出現該形貌，故推理該圓狀碳化物與V有關，又由于V是強碳氮化物形成元素[2,3,7-9]，H13、A2鋼中碳化物為VC型碳化物，再根據圖2的熱穩定性曲線可以得知，析出VC型碳化物可以提高模具鋼的熱穩定性。進一步對比A2、H13鋼的碳化物形貌分布，發現0.55%V的A2鋼碳化物更加細小且分布彌散，并且A2鋼在長時間回火下硬度下降最小、保持良好的熱穩定性，因此VC碳化物對鋼起到顯著的細化晶粒和析出強化作用。