稀土H13模具鋼橫向沖擊性能影響因素分析

李 闊，孫明月,2，徐 斌,2，李殿中

(1.中國科學院金屬研究所 沈陽材料科學國家研究中心，遼寧 沈陽 110016；2.中國科學院金屬研究所 中國科學院核用材料與安全評價重點實驗室，遼寧 沈陽 110016)

“現代工業，模具領先”，模具行業常常被認為是工業的基石。采用無切削、少切削的方式以實現近終成形已經逐漸成為國內外制造業普遍的發展方向，因此模具成形在工業生產中占據了重要的地位，廣泛應用于國民經濟建設、國防軍工和現代科學事業發展所必需的各種大型關鍵設備與裝置中[1-2]。熱作模具鋼在服役時的工作環境十分惡劣，故需具有較高的沖擊性能、熱強性、導熱性和優異的抗回火性等[3]。最早由美國人研發的H13鋼(4Cr5MoSiV1)是21世紀新型熱作模具鋼的典型代表，其具有更高的熱強性、耐熱性和淬透性，目前已經成為熱擠壓模、壓鑄模和注塑模等熱作模具的主選材料[4-7]。近年來，作為鋼鐵工業維生素的稀土元素被廣泛應用于生產高質量的鋼材，由于稀土元素與氧和硫的親和力較強，能夠生成熔點較高的非金屬化合物，在精煉過程中，大尺寸的稀土夾雜物會上浮進入渣中，起到脫氧和脫硫，同時改變鋼中夾雜物結構、大小和分布，消除夾雜物的有害作用[8-10]。目前已有研究表明，添加稀土的H13模具鋼具有更加優良的沖擊性能和耐疲勞性能[11-12]。

由于模具在使用過程中往往承受來自不同方向的機械沖擊載荷，所以對模具的橫向和縱向沖擊性能要求都很高，即要求模具鋼的等向性較好，等向性已經成為判定模具鋼質量水平的重要指標[13-14]。本文通過對添加稀土的H13模具鋼橫向和縱向沖擊性能進行研究，利用低倍檢測、金相檢測、掃描電鏡斷口分析和能譜分析等手段，探究現行工藝下導致稀土H13鋼鍛件橫向沖擊性能偏低的主要原因，為生產工藝的改進以及提高國產H13模具鋼質量和性能提供參考依據。

1 試驗材料和方法

本文選用規格為φ515 mm×6460 mm的稀土H13鋼鍛件的冒口端切片，其化學成分見表1。鋼錠的冶煉工藝流程為：電弧爐冶煉—LF爐精煉—VD真空—氬氣保護澆注，鋼錠脫模后直接熱送，進行1260 ℃×12 h的均質化退火，然后進行鍛造，鍛造過程為單向鐓粗后再拔長，鍛比為4.83，鍛造成形后按照圖1的退火工藝進行球化退火。

圖1 稀土H13鋼鍛件的球化退火工藝曲線

表1 稀土H13鋼的化學成分(質量分數，%)

各項理化檢測用試片的切片位置均在鍛件冒口端，從冒口端往里，按順序依次切取厚度為60 mm試片(1號)、15 mm試片(2號)和20 mm試片(3號)，3塊試片的初始熱處理狀態均為退火態。

合金的無缺口沖擊試驗按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進行，取樣方式為從1號試片中心軸線向兩邊延伸共切取5個9 mm×12.5 mm×60 mm縱向試樣，從3號試片圓心向兩邊延伸共切取5個9 mm×12.5 mm×60 mm橫向試樣(12.5 mm×60 mm面平行試片軸線)。試樣按照工件服役性能要求進行調質處理，熱處理制度為1030 ℃×30 min油淬+520 ℃×2 h空冷+625 ℃×2 h空冷(兩次回火)，將熱處理后的試樣加工成尺寸為7 mm×10 mm×55 mm的試樣進行沖擊試驗。

選取2號試片進行合金的低倍組織檢測，檢測方式及評級標準參照GB/T 226—2015《鋼的低倍組織及缺陷酸蝕檢驗法》和GB/T 1979—2001《結構鋼低倍組織缺陷評級圖》。從3號試片的心部取樣，按照GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》進行合金的非金屬夾雜物檢測。從3號試片的心部和R/2處取樣，進行帶狀組織和網狀碳化物的檢測，合金帶狀組織檢測標準為德國鋼鐵協會熱作模具鋼的顯微檢驗標準SEP 1614—1996，檢測面為縱向面；合金網狀碳化物檢測參照GB/T 18254—2002《高碳鉻軸承鋼》進行。

2 試驗結果與討論

2.1 無缺口沖擊性能

橫向和縱向各5個試樣的無缺口沖擊性能結果見表2，可以明顯看出使用現有工藝生產的H13稀土鋼的橫向沖擊性能遠遠低于縱向沖擊性能，即等向性較差。材料的力學性能和組織是密切相關的，通過以下各項顯微組織分析，試圖找到導致本爐稀土H13模具鋼橫向沖擊性能低的原因。

表2 稀土H13模具鋼的無缺口沖擊性能

2.2 低倍組織

圖2為稀土H13模具鋼鍛件退火材冒口端低倍組織形貌。可以發現，中心區域肉眼未見明顯缺陷，表面遺留有粗晶組織，當放大倍數增加時，可見中心區域組織并不致密，分布有空隙和暗點，按照GB/T 1979—2001進行評級，中心疏松1.0級，一般疏松0級，錠型偏析0級，一般點析0級，證明鍛件冒口端心部致密性較差，存在中心疏松和孔洞型缺陷，這會影響其沖擊性能，但尚且無法解釋等向性較差的問題。

圖2 稀土H13模具鋼鍛件退火材的低倍組織

2.3 顯微組織

2.3.1 非金屬夾雜物

一般來說，模具鋼中的非金屬夾雜物嚴重影響其力學性能以及物理化學性能，尤其是尺寸大、形狀不規則的夾雜物危害更大，更容易引起應力集中，破壞基體的連續性，致使韌性嚴重降低[15-16]。根據GB/T 10561—2005中的檢測方法，對本稀土H13模具鋼冒口端試片的心部非金屬夾雜物進行評級，各類非金屬夾雜物的評級結果見表3，達到了北美壓鑄模協會熱作模具鋼顯微組織評定標準NADCA#207—2003中高級優質鋼的要求，這可能與添加的稀土元素對夾雜物改性和尺寸控制作用有關，稀土易和鋼水中的O、S元素反應生成剛性小尺寸的稀土氧化物和稀土氧硫化物，取代原有的塑性大尺寸氧化鋁或硫化錳夾雜物，避免了在鍛造變形時沿著主變形方向伸展而降低鋼的等向性[17]。本試驗所用的稀土H13模具鋼純度較高，故非金屬夾雜物并非影響其橫向沖擊性能的主因。

表3 退火態稀土H13模具鋼鍛件的非金屬夾雜物檢測結果

2.3.2 帶狀組織

若稀土H13鋼在凝固過程中形成枝晶偏析，后續鋼錠的鍛造變形過程中，枝晶臂和枝晶間被壓延而伸長，形成的纖維組織經過退火后會呈現出帶狀偏析特征，導致組織分布不均勻，對材料的等向性影響較大。在鋼材試片的R/2處和心部分別取樣觀察表面平行于主變形方向的顯微組織，即為縱切面，見圖3。對比德國鋼鐵協會熱作模具鋼的顯微檢驗標準SEP 1614—1996中的帶狀組織評級圖片，在圖3中并未觀察到明顯的黑白交替條紋，說明本稀土H13模具鋼碳化物的尺寸分布較為均勻，密集程度差異較小，證明鋼錠經過高溫均勻化退火后，合金元素成分偏析并不嚴重，不存在十分明顯的帶狀組織。

圖3 退火態稀土H13鋼鍛件中的帶狀組織

2.3.3 網狀碳化物

H13模具鋼鍛后冷卻過程中，過剩的碳元素容易沿晶界以碳化物的形式析出，在顯微鏡下呈現網格狀分布，這種組織會削弱金屬間的結合力，增加脆性，對鋼材的力學性能尤其是沖擊性能會產生負面影響[11]。對稀土H13鋼退火組織進行深入分析，如圖4所示，從圖4可以看出，在試樣縱切面退火態組織中，不管是R/2處還是心部，晶界處都能觀察到連接成線的網狀碳化物組織或沿著主變形方向分布的鏈狀碳化物，按照北美壓鑄協會NADCA#207—2003顯微組織評定標準對其退火組織進行評級，結果為AS4級，按照GB/T 18254—2002中的標準圖譜對網狀碳化物進行評級，結果為3級，都處于合格線的邊緣。對于橫向沖擊試樣而言，這些晶界處碳化物在其斷裂面內呈線性分布，裂紋易于在此處萌生和擴展，而在縱向沖擊試樣的斷裂面內碳化物是呈點狀分布的，對縱向沖擊性能影響較小，這也為導致等向性較差的原因之一。

圖4 退火態稀土H13鋼鍛件中網狀碳化物組織

2.4 沖擊斷口分析

圖5(a～d)為退火態稀土H13鋼試樣橫向沖擊斷口的掃描電鏡照片，其中A區為沖擊的開裂源，是試樣提前斷裂的主因，對A區放大后發現，在裂紋源處聚集著粗大的第二相，另外除了裂紋源處，在B區也能觀察到類似的粗大第二相。對其進行能譜分析，見圖5(e，f)，發現這些第二相為C(Fe,V,Cr)的復合大碳化物，即液析碳化物。C區為裂紋源處的基體組織，可以觀察到未鍛透的鑄態枝晶組織。圖6的縱向沖擊斷口掃描電鏡照片與圖5的橫向沖擊斷口形貌明顯不同，斷面上明顯分為3個區域，即上下兩側1/3面積呈現巖石狀多面體外形，并且沿晶界分布有大量細小微孔，對B區放大后可見大量細小韌窩，符合沿晶延性斷裂特征，中間1/3面積可觀察到平坦的小刻面，為準解理斷裂形貌特征。故可以推斷，橫向沖擊斷口中觀察到的大面積的液析碳化物和枝晶組織是嚴重影響其沖擊性能的主要原因。為了提高稀土H13模具鋼的等向性，后續應考慮優化鍛造工藝，增大變形量消除枝晶組織，改善鍛后熱處理工藝，控制網狀碳化物級別，同時進行必要的凝固控制和更為有效的均勻化處理，改善大尺寸液析碳化物的尺寸和形態。

圖5 退火態稀土H13鋼鍛件橫向沖擊斷口不同區域的掃描電鏡照片和粗大第二相能譜分析

圖6 退火態稀土H13鋼鍛件縱向沖擊斷口不同區域的掃描電鏡圖

3 結論

1)添加了稀土元素的H13模具鋼鋼材的純凈度較高，其低倍組織、帶狀組織、非金屬夾雜物及退火組織均可滿足不同標準中的性能要求。

2)單向拔長后的H13模具鋼鍛件的等向性較差，即橫向沖擊性能低于縱向沖擊性能。通過斷口掃描及能譜分析和顯微組織觀察等手段，證明鍛后沿著主變形方向晶界處析出的鏈狀或網狀碳化物、枝晶間的大尺寸液析碳化物，以及基體組織中存在的未鍛透的枝晶組織是影響橫向沖擊性能的主要原因。