張劍平, 魏繼成, 范瀅清, 澭 浩

(1. 南昌航空大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 江西 南昌 330063;2. 中國(guó)航發(fā)西安航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限公司, 陜西 西安 710016;3. 利勃海爾中航起航空(長(zhǎng)沙)有限責(zé)任公司, 湖南 長(zhǎng)沙 410200)

H13鋼具有較好的高溫強(qiáng)度、硬度以及良好的抗沖擊能力,在模具工業(yè)中得到廣泛應(yīng)用,尤其是在工況條件惡劣的熱作模具方面應(yīng)用更為廣泛[1]。但隨著制造業(yè)的不斷發(fā)展,常規(guī)熱處理難以滿足H13鋼對(duì)性能的要求,迫切需要尋求更好的熱處理工藝提高其綜合性能。

1969年,Edwards發(fā)現(xiàn)由馬氏體和貝氏體組成的復(fù)相組織性能要優(yōu)于單一馬氏體組織[2],從而引起了人們對(duì)該類復(fù)相組織的關(guān)注。Abbaszadeh等[3]對(duì)D6AC鋼進(jìn)行了全馬氏體、馬氏體/上貝氏體和馬氏體/下貝氏體復(fù)相組織性能的比較,發(fā)現(xiàn)隨著下貝氏體含量的增加,材料的伸長(zhǎng)率和沖擊性能都提高,但隨著上貝氏體含量增加,材料的性能有所下降。Tomita等[4]也得到相似的研究結(jié)果。因此,馬氏體/上貝氏體復(fù)相組織對(duì)材料的性能不利。馬氏體/下貝氏體復(fù)相組織處理工藝為H13鋼性能的提高提供了較大可能,何文超等[5]研究了貝氏體等溫淬火對(duì)H13熱作模具鋼組織及熱疲勞性能的影響。謝冬柏等[6]研究了H13鋼的馬氏體/貝氏體組織與性能,但缺乏拉伸性能方面的研究。本文主要研究了不同等溫工藝對(duì)H13鋼中下貝氏體/馬氏體(M/BL)復(fù)相組織的顯微結(jié)構(gòu)、硬度和拉伸性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用H13鋼取自工廠生產(chǎn)所用的φ50 mm棒材,化學(xué)成分見表1。其顯微組織如圖1所示,可以發(fā)現(xiàn),原材料中存在明顯的帶狀組織[7],組織中看不到明顯的等軸晶界。因此,試驗(yàn)首先采用ZPM10型高溫箱式爐對(duì)原材料進(jìn)行1250 ℃×4 h空冷的消除帶狀組織熱處理?？紤]到H13鋼的淬透性比較好,在空氣中也能形成馬氏體組織,因此,對(duì)材料進(jìn)行一次640 ℃×2 h的回火處理。隨后,按照試驗(yàn)設(shè)計(jì)所需試樣進(jìn)行線切割,再在高溫箱式爐中進(jìn)行1080 ℃×1 h淬火,加熱時(shí)平均升溫速率為15 ℃/min,并且分別在650 ℃和850 ℃保溫50 min,保溫結(jié)束后在空氣中冷到試樣表面暗紅色消退后,轉(zhuǎn)入升溫好的SX2-5-12型箱式電阻爐進(jìn)行不同溫度和不同時(shí)間的等溫處理,等溫溫度處理工藝依據(jù)H13鋼C曲線特點(diǎn)進(jìn)行設(shè)計(jì)[8],具體見表2。等溫結(jié)束后,再分別進(jìn)行560 ℃×2 h和540 ℃×2 h的兩次回火處理。為防止H13鋼在消除帶狀組織和淬火加熱時(shí)高溫下出現(xiàn)嚴(yán)重的脫碳和氧化,熱處理時(shí)均將試樣埋在裝有碳粉和鐵屑的鐵盒中。

表1 H13鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

表2 等溫處理工藝參數(shù)

采用HR-150A型洛氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的硬度,采用MJ30型光學(xué)顯微鏡拍攝試樣的顯微組織,采用FEI Nova Nano SEM450型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察和分析試樣中的碳化物形貌及其分布。采用WTM-2E型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)試試樣的摩擦性能。選擇不同溫度下等溫時(shí)間最短和最長(zhǎng)的2個(gè)試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸試驗(yàn)在WOW-50型電子式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,拉伸速率為0.5 mm/min,試樣參照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》制備,如圖2所示。

圖2 拉伸試樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 消除帶狀組織熱處理

由于H13鋼中合金元素的含量較高(達(dá)8%),容易產(chǎn)生元素的枝晶偏析,在隨后的熱加工過程中極易形成帶狀組織[9]。這種組織對(duì)材料的性能不利,必須消除。通過1250 ℃×4 h空冷+640 ℃×2 h回火后,原始材料中的帶狀組織基本消除,出現(xiàn)了明顯的等軸晶粒,同時(shí)晶粒中可見明顯板條狀馬氏體。如圖3所示。圖3表明,經(jīng)過熱處理后,帶狀組織消失,并且由于在高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫,晶粒比較粗大,但這種粗大的晶?？梢栽陔S后的正常淬火工藝中得到改善。另外,組織中可見有板條馬氏體存在,并且板條較粗大,硬度值有46 HRC。

圖3 H13鋼經(jīng)1250 ℃淬火4 h(空冷)+640 ℃回火2 h后的顯微組織Fig.3 Microstructure of the H13 steel after quenching at 1250 ℃ for 4 h, air cooling and then tempering at 640 ℃ for 2 h

2.2 等溫淬火組織和性能

2.2.1 等溫淬火組織

圖4為H13鋼等溫淬火+二次回火后的顯微組織。由圖4(a)可見,H13鋼直接淬火(1080 ℃淬火+二次回火,下同)后的組織主要由馬條馬氏體組成,并且板條較寬,約為10 μm。由圖4(b～g)可以看出,在同一溫度下等溫時(shí),隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng),貝氏體數(shù)量有所增加,馬氏體板條變窄。等溫時(shí)間相同時(shí),隨著等溫溫度的降低,貝氏體數(shù)量增加,馬氏體板條也同樣變窄。

圖4 H13鋼經(jīng)不同等溫淬火+二次回火后的顯微組織(a)直接淬火;(b)340 ℃×10 min;(c)340 ℃×50 min;(d)320 ℃×15 min;(e)320 ℃×75 min;(f)300 ℃×15 min;(g)300 ℃×75 minFig.4 Microstructure of the H13 steel after different isothermal quenching and double tempering(a) directly quenching; (b) 340 ℃×10 min; (c) 340 ℃×50 min; (d) 320 ℃×15 min; (e) 320 ℃×75 min; (f) 300 ℃×15 min; (g) 300 ℃×75 min

下貝氏體的形成不同于上貝氏體,上貝氏體鐵素體通常首先在奧氏晶界處形成,并向奧氏體晶粒內(nèi)生長(zhǎng),而下貝氏體鐵素體既可以在奧氏體晶界處形成,也可以在奧氏體內(nèi)部形成。同時(shí),從下貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)來(lái)看,在轉(zhuǎn)變溫度內(nèi)停留時(shí)間越長(zhǎng),其數(shù)量也越多;而隨著溫度降低,下貝氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力加大,貝氏體鐵素體易于形成,并且由于溫度較低時(shí),鐵素體的生長(zhǎng)受到抑制,因此比較細(xì)小。由于下貝氏體針片的生長(zhǎng)方向任意,因此,當(dāng)下貝氏體形成后,原奧氏體被分割,下貝氏體越多,奧氏體被分割得越細(xì)。在隨后的淬火過程中,未轉(zhuǎn)變的奧氏體將向馬氏體轉(zhuǎn)變或形成殘留奧氏體,因此得到的馬氏體板條也越小。

另外,由圖4中下貝氏體針都較長(zhǎng)可以推斷,經(jīng)過重新加熱淬火后,試樣中原奧氏體晶粒仍比較粗大。后續(xù)可以在消除帶狀組織后進(jìn)行一次細(xì)化晶粒處理。

2.2.2 碳化物及其分布

圖5和表3為直接淬火后試樣的掃描電鏡形貌及能譜分析。由圖5可以看出,在試樣中存在許多納米級(jí)小顆粒,同時(shí)也存在一些微米級(jí)孔洞。H13鋼中的碳化物主要有VC、Mo2C、Cr23C6、M7C3型等[10],結(jié)合表3中的能譜分析可以認(rèn)為,這些小顆粒為合金元素的碳化物。同時(shí),這些合金元素中,除Mn外,其余均為H13鋼中特定加入的。另外,由位置E的能譜數(shù)據(jù)可知,圖5中的孔洞應(yīng)該為制樣時(shí)碳化物顆粒被打磨脫落后形成的。

圖5 直接淬火后試樣的SEM圖Fig.5 SEM image of the directly quenched specimen

表3 圖5中不同位置的能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

2.2.3 硬度和拉伸性能

H13鋼等溫淬火+二次回火后的硬度和拉伸性能如圖6所示。作為對(duì)比,同時(shí)測(cè)試了直接淬火試樣的硬度和拉伸性能。由圖6(a)可以看出,等溫淬火后的硬度均低于淬火+回火后的硬度(58.3 HRC),但都要高于消除帶狀組織后的硬度(46 HRC)。另外,由圖6(a)還可以看出,隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)或等溫溫度的降低,試樣的硬度均呈逐漸降低趨勢(shì)。對(duì)于馬氏體轉(zhuǎn)變來(lái)說(shuō),如果預(yù)先有貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生,則隨后的馬氏體轉(zhuǎn)變將受到抑制,亦即殘留奧氏體的量會(huì)增多。同時(shí),下貝氏體的硬度較馬氏體要小。因此,硬度呈下降趨勢(shì)。

由圖6(b)可以看出,在同一等溫溫度下,延長(zhǎng)等溫時(shí)間時(shí)試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均提高。在試驗(yàn)溫度范圍內(nèi),340 ℃等溫50 min后的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都最高,分別達(dá)到1617.6 MPa和12.8%,比普通淬火回火后的全馬氏體試樣分別提高23.5%和36.2%,這一結(jié)果與文獻(xiàn)[11]的結(jié)果類似。同時(shí),這一結(jié)果也表明下貝氏體對(duì)復(fù)相組織拉伸性能的提高存在一個(gè)臨界體積分?jǐn)?shù)值,但這一臨界值還有待進(jìn)一步的試驗(yàn)驗(yàn)證。

一般認(rèn)為,馬氏體和下貝氏體雙相組織的強(qiáng)化機(jī)制符合混合定則[3,12],可以用式(1)進(jìn)行描述:

(1)

文獻(xiàn)[3,13]分別測(cè)試了D6AC鋼和CrMoV鋼(碳含量均約為0.47wt%)中下貝氏體和馬氏體的硬度,均分別約為480 HV和740 HV。由于下貝氏體的硬度比馬氏體的低,根據(jù)混合定則,雙相組織的硬度也將隨著下貝氏體的含量增加而降低。

由式(1)可知,由于下貝氏體的強(qiáng)度低于馬氏體的,因此,復(fù)相組織的強(qiáng)度應(yīng)該也將隨著下貝氏體含量的增加而下降。但正如前述顯微組織中觀察到的,由于下貝氏體的形成將改變隨后形成的馬氏體板條的幾何尺寸,從而得到類似細(xì)晶強(qiáng)化的效果。另外,預(yù)先有下貝氏體存在的條件下,后形成的馬氏體與下貝氏體之間將存在一些復(fù)雜的交互作用,從而引起一些其它的強(qiáng)化效果[14-16]。因此,Park等[12]認(rèn)為,下貝氏體和馬氏體雙相組織的強(qiáng)度由3個(gè)方面的綜合因素所決定:①下貝氏體板的存在導(dǎo)致馬氏體亞結(jié)構(gòu)細(xì)化而導(dǎo)致的強(qiáng)化;②下貝氏體轉(zhuǎn)變過程中未轉(zhuǎn)變奧氏體中碳含量的增加以及隨后形成的馬氏體強(qiáng)度的增加;③混合規(guī)律。同時(shí)還要注意奧氏體晶粒粗大以及下貝氏體鐵素體寬度增加對(duì)材料拉伸性能的不利影響[12]。

圖6(b)還表明一定體積分?jǐn)?shù)的下貝氏體與馬氏體的復(fù)合組織的伸長(zhǎng)率比全馬氏體試樣的有所提高,這可能與拉伸過程中殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)有關(guān)[17]。

3 結(jié)論

1) 隨著下貝氏體的增多,H13鋼中下貝氏體對(duì)原奧氏體晶粒分割越明顯,隨后形成的馬氏體板條也逐漸細(xì)化。

2) 本文試驗(yàn)條件下,340 ℃×75 min等溫后再經(jīng)過560 ℃×2 h和540 ℃×2 h兩次回火后的H13鋼拉伸性能最好。與普通淬火的相比,抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了23.5%和36.2%。

3) 下貝氏體對(duì)具有復(fù)相組織的H13鋼拉伸性能的影響存在一個(gè)臨界體積分?jǐn)?shù)值,低于或高于該臨界值,拉伸性能都將降低。