H13鋼相變規律及其模具的真空熱處理數值模擬

郭 碩， 樊振宇， 王會珍， 周樂育， 翟月雯

(北京機電研究所有限公司， 北京 100083)

熱鍛模具服役環境惡劣，模具型腔與高溫加熱的工件表面接觸，承受較大的沖擊、磨損以及熱疲勞(反復的加熱和冷卻)，要求模具材料具有良好的綜合服役性能，如優秀的淬透性、優良的高溫強度和韌性等。H13鋼是國內外應用最廣泛的熱作模具鋼，具有良好的服役性能，常被用于大型鍛模、熱擠壓模、精鍛模及其他合金的壓鑄模[1-4]。H13鋼的微觀組織對模具的服役性能尤其是服役壽命影響明顯，常用H13鋼模具的組織為回火馬氏體，模具不同位置馬氏體轉變量顯著影響回火二次硬化后強度與韌性的匹配，因此熱處理對調整H13鋼的微觀組織具有十分顯著的作用[5-7]。

過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線(CCT曲線)可以反映出冷卻速度與組織之間的關系，通過研究CCT曲線可以獲得H13鋼的基本組織演化規律，建立馬氏體相變動力學方程[8-9]。本文采用熱膨脹儀測定H13鋼試樣在不同冷速下的膨脹量，研究H13鋼過冷奧氏體連續冷卻相變動力學，并繪制過冷奧氏體連續冷卻轉變動力學曲線，為熱處理數值模擬提供相變參數。本文通過數值模擬計算了H13熱鍛模具真空熱處理后的室溫組織，驗證了H13鋼的連續冷卻相變動力學。

1 試驗材料與工藝

試驗所用原材料為某鋼生產的H13鋼，原始熱處理狀態為退火態，其化學成分(質量分數，%)為0.497C、1.04Si、0.378Mn、4.67Cr、0.0217P、0.0144S、1.47Mo、0.792V,余量Fe。

測試試驗采用DIL805L熱膨脹儀，測定H13鋼試樣在不同冷速下的膨脹量，并通過杠桿原理計算試樣在冷卻過程中相變量與溫度的曲線，并繪制CCT曲線。將試樣固定在熱膨脹儀真空室內，首先以20 ℃/s的加熱速度從室溫加熱到1030 ℃，在此溫度保溫10 min，然后以0.05、0.1、0.2、0.5、1、3、5、10、15和30 ℃/s 的冷速冷卻到室溫，具體測試工藝如圖1所示。試樣尺寸為φ4 mm×10 mm的圓柱。

圖1 CCT曲線測試試驗工藝Fig.1 Heat treatment process for CCT curves

熱膨脹試驗后，將不同冷速處理后的試樣進行鑲嵌，鑲嵌樣經機械研磨和拋光后進行金相腐蝕，腐蝕液為10%(體積分數)的硝酸酒精溶液，腐蝕時間為3 min，腐蝕后用光學顯微鏡和掃描電鏡進行觀察分析，并采用顯微維氏硬度計測試其硬度，載荷砝碼為1 kg，加載時間為15 s。

2 試驗結果與分析

2.1 H13鋼的原始組織

H13原始熱處理狀態為退火態，組織為粒狀珠光體，碳化物主要為Cr的碳化物，彌散分布于鐵素體基體上，鐵素體晶粒尺寸約為15 μm；碳化物形狀為球狀和短棒狀，球狀碳化物粒徑為0.5～1 μm，短棒狀碳化物短軸方向0.5～1 μm，長軸方向1～2 μm，碳化物占比約8%，如圖2所示。

圖2 H13鋼的原始微觀組織Fig.2 Original microstructure of the H13 steel(a) OM； (b) SEM

2.2 不同冷速下的微觀組織和硬度

2.2.1 微觀組織分析

圖3為H13鋼在不同冷速下的微觀組織照片，可以發現組織轉變為貝氏體和馬氏體，基體上有較多碳化物，這是因為H13鋼中加入了較多的Cr等合金元素，同時這些合金元素還會降低組織中C的擴散速度，抑制珠光體的轉變，提升過冷奧氏體的穩定性，使得在較大冷卻速度范圍內，過冷奧氏體分解組織都是貝氏體+馬氏體。在冷速為0.05 ℃/s時，組織主要以貝氏體為主，有少量珠光體組織；冷速為0.2 ℃/s時，組織轉變為貝氏體+馬氏體；當冷速增大到1 ℃/s時，組織為完全馬氏體，貝氏體消失。隨著冷速增大，馬氏體組織形態越來越清晰。

圖3 不同冷速下H13鋼的金相(a～c)和掃描電鏡(d～f)照片Fig.3 OM image(a-c) and SEM image(d-f) of the H13 steel at different cooling rates(a,d) 0.05 ℃/s； (b,e) 0.2 ℃/s； (c,f) 1 ℃/s

圖4 不同冷速下H13鋼的顯微硬度值Fig.4 Microhardness values of the H13 steel at different cooling rates

2.2.2 顯微硬度測試

熱膨脹試驗中，當過冷奧氏體分解量很小時，膨脹曲線往往無法清晰地表現出相變過程，也就無法準確地做出恰當切線來確定相變溫度。此時需要測量不同冷卻速度下的硬度，同時配合顯微組織來確定轉變產物。圖4為H13鋼在不同冷速下的顯微硬度。從圖4中可以發現，膨脹試樣的硬度隨冷速增加而增大，當冷速小于0.5 ℃/s時，硬度隨冷速增大升高明顯，當冷速大于1 ℃/s時，硬度隨冷速增大增長趨勢放緩直至不發生變化。

2.3 H13鋼過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線(CCT曲線)

本文利用切線法獲得H13鋼的奧氏體轉變開始溫度Ac1為902 ℃，奧氏體轉變結束溫度Ac3為959 ℃，馬氏體轉變開始溫度Ms為335 ℃，馬氏體轉變結束溫度Mf為143 ℃。同時結合顯微硬度和顯微組織繪制H13鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線。

圖5 H13鋼經1030 ℃×10 min奧氏體化后的CCT曲線Fig.5 CCT curves of the H13 steel austenitized at 1030 ℃ for 10 min

圖5為H13鋼在1030 ℃保溫10 min奧氏體化后的CCT曲線。從圖5可以發現，H13鋼過冷奧氏體隨著溫度降低發生貝氏體轉變和馬氏體轉變。當冷速為0.05 ℃/s時，在396 ℃發生貝氏體轉變，隨著溫度降低，貝氏體轉變結束，在269 ℃發生馬氏體轉變，最終獲得貝氏體+少量馬氏體組織。在0.05～1 ℃/s這個冷速范圍，隨著冷速增大，貝氏體轉變開始溫度降低，馬氏體轉變開始溫度升高，貝氏體轉變量逐漸減少，馬氏體轉變量逐漸增大。當冷速為1 ℃/s時，只發生馬氏體轉變，最終獲得馬氏體+殘留奧氏體組織。CCT曲線中，在有貝氏體轉變時，隨著冷速降低，馬氏體轉變開始溫度降低，且馬氏體轉變開始溫度隨著貝氏體含量增大而降低。這可能是因為貝氏體轉變為擴散型相變，隨著冷速降低，貝氏體相變量增大，過冷奧氏體中的碳含量升高，導致Ms點降低。

2.4 H13鋼連續冷卻過程相變動力學

在較低溫度條件下發生的相變通常為非擴散型相變，如過冷奧氏體的馬氏體轉變。馬氏體相變的相變驅動力與熱力學過冷度密切相關，與時間無關，溫度僅決定馬氏體相變的轉變量，與轉變速度無關。一般情況下對于非擴散型相變(馬氏體相變)可以采用Koistinen-Marburger方程描述，方程如下[10]：

f=1-exp(-α(Ms-T))

(1)

式中：f為馬氏體的轉變量；Ms為馬氏體相變開始溫度；T為冷卻過程中某一時刻溫度；α為反應馬氏體轉變速率的動力學參數。

K-M方程中的α值與材料的成分和溫度有關，前文所述，H13鋼的合金含量較高，因此不能采用常用的α值，必須根據試驗結果對α值進行求解，以獲得相對準確的相變動力學參數，滿足數值模擬計算的要求。對方程(1)變形后兩邊取對數，得：

(2)

式中：f可以通過杠桿定律計算獲得，Ms根據切線法獲得。圖6中紅色曲線為H13鋼在30 ℃/s冷卻時馬氏體體積分數與溫度的關系，黑色曲線為膨脹曲線。

圖6 H13鋼30 ℃/s冷速下的熱膨脹曲線及馬氏體體積分數Fig.6 Dilatometric curve and volume fraction of martensite of the H13 steel at 30 ℃/s

圖7(a)為K-M方程中的相變因子與溫度關系曲線，對圖7(a)中曲線進行多項式擬合，最終獲得相變因子α的擬合函數，如公式(3)所示，獲得擬合后的K-M 相變動力學曲線，如圖7(b)所示。

α=0.690 18-0.024 41×T+0.000 383 494×T2-

3.326 16×10-6×T3+1.701 35×10-8×T4-

5.105 81×10-11×T5+8.301 34×10-14×

T6-5.636 32×10-17×T7

(3)

圖7 K-M方程中相變因子α與溫度的關系及擬合曲線(a)及其相變動力學曲線(b)Fig.7 Relationship fitting curve between phase transformation factor α in K-M equation and temperature(a) and the phase transition dynamic curve(b)

2.5 H13鋼模具真空氣淬數值模擬

圖8為H13鋼鑲塊模具模型，高130 mm，最大直徑φ162 mm，取樣點如圖8所示，P1點、P2點距內表面分別為6、16 mm，P3點、P4點和P5點距外表面分別為29、14和4 mm。本試驗模擬真空氣淬條件，模具從1030 ℃降低至室溫。考慮到H13鋼理想的淬火組織以馬氏體為主，因此馬氏體相變模型對其淬火熱處理數值模擬十分重要，將擬合后的K-M相變動力學曲線二次開發進商用有限元軟件中，開展計算。

圖8 H13鋼熱鍛模具模型Fig.8 Model of the H13 steel hot forging die

圖9為數值模擬獲得的圖8中取樣點處冷卻曲線，可以看出P2點冷速最慢，計算獲得P2點800 ℃至Ms點的平均冷速為1.4 ℃/s。結合前文獲得的CCT曲線，確定試樣在氣淬過程中，基本不發生珠光體轉變及貝氏體轉變。溫度降至335 ℃時開始發生馬氏體轉變，最終的試樣組織以馬氏體為主。如圖10所示，當冷卻253 s后，P5點開始有馬氏體生成，447 s后P2點相變基本完成，相變完成后馬氏體體積分數為90%，殘留奧氏體體積分數為10%。從圖10可以看出，P5點最先開始發生馬氏體轉變，P2點最后開始發生馬氏體轉變，這是由于不同部位冷速不同引起的。圖9中顯示P5點冷速最快，P2點冷速最慢，導致相變開始先后順序不同。由于馬氏體相變為非擴散型相變，其轉變量與相變開始的溫度有關，與相變時間無關，故所有采樣點處的馬氏體含量大致相同，殘留奧氏體含量也相同。

圖9 H13鋼模具不同取樣點處的溫度曲線Fig.9 Temperature curves at different sampling points of the H13 steel die

圖10 H13鋼模具不同取樣點處奧氏體和馬氏體的體積分數-時間曲線Fig.10 Volume fraction of austenite and martensite at different sampling points of the H13 steel die versus time

3 結論

1) 通過熱膨脹試驗，結合微觀組織和顯微硬度，繪制H13鋼在1030 ℃保溫10 min的過冷奧氏體連續冷卻曲線(CCT曲線)，最終確定Ac3溫度為959 ℃，Ac1溫度為902 ℃，Ms溫度為335 ℃，Mf溫度為143 ℃。

2) 利用30 ℃/s冷速的膨脹曲線，確定H13鋼連續冷卻過程中K-M方程的相變動力學參數α值，并擬合為多項式方程，該相變動力學方程可以為熱處理數值模擬提供相變參數輸入。

3) 將擬合后的K-M方程進行二次開發導入有限元軟件中開展數值模擬計算，計算結果顯示H13鋼模具不同取樣點處馬氏體氏體體積分數為90%，殘留奧氏體體積分數為10%。距模具模型內表面16 mm處冷速最慢，800 ℃至Ms點的平均冷速為1.4 ℃/s，結合CCT曲線，該冷速大于生成貝氏體的臨界冷速，故可以認為真空氣淬后H13鋼熱作模具的組織為馬氏體和殘留奧氏體。