等溫淬火對H13鋼組織、硬度和拉伸性能的影響

張劍平, 魏繼成, 范瀅清, 澭 浩

(1. 南昌航空大學 材料科學與工程學院, 江西 南昌 330063;2. 中國航發(fā)西安航空發(fā)動機有限公司, 陜西 西安 710016;3. 利勃海爾中航起航空(長沙)有限責任公司, 湖南 長沙 410200)

H13鋼具有較好的高溫強度、硬度以及良好的抗沖擊能力,在模具工業(yè)中得到廣泛應用,尤其是在工況條件惡劣的熱作模具方面應用更為廣泛[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],從而引起了人們對該類復相組織的關(guān)注。Abbaszadeh等[3]對D6AC鋼進行了全馬氏體、馬氏體/上貝氏體和馬氏體/下貝氏體復相組織性能的比較,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/上貝氏體復相組織對材料的性能不利。馬氏體/下貝氏體復相組織處理工藝為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H13鋼中下貝氏體/馬氏體(M/BL)復相組織的顯微結(jié)構(gòu)、硬度和拉伸性能的影響規(guī)律。

1 試驗材料與方法

試驗用H13鋼取自工廠生產(chǎn)所用的φ50 mm棒材,化學成分見表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,試驗首先采用ZPM10型高溫箱式爐對原材料進行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,對材料進行一次640 ℃×2 h的回火處理。隨后,按照試驗設計所需試樣進行線切割,再在高溫箱式爐中進行1080 ℃×1 h淬火,加熱時平均升溫速率為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型箱式電阻爐進行不同溫度和不同時間的等溫處理,等溫溫度處理工藝依據(jù)H13鋼C曲線特點進行設計[8],具體見表2。等溫結(jié)束后,再分別進行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高溫下出現(xiàn)嚴重的脫碳和氧化,熱處理時均將試樣埋在裝有碳粉和鐵屑的鐵盒中。

表1 H13鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

表2 等溫處理工藝參數(shù)

采用HR-150A型洛氏硬度計測試試樣的硬度,采用MJ30型光學顯微鏡拍攝試樣的顯微組織,采用FEI Nova Nano SEM450型場發(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型摩擦磨損試驗機測試試樣的摩擦性能。選擇不同溫度下等溫時間最短和最長的2個試樣進行拉伸試驗,拉伸試驗在WOW-50型電子式萬能試驗機上進行,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 第1部分:室溫試驗方法》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時間保溫,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,隨著等溫時間的延長,貝氏體數(shù)量有所增加,馬氏體板條變窄。等溫時間相同時,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,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,從下貝氏體轉(zhuǎn)變動力學來看,在轉(zhuǎn)變溫度內(nèi)停留時間越長,其數(shù)量也越多;而隨著溫度降低,下貝氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力加大,貝氏體鐵素體易于形成,并且由于溫度較低時,鐵素體的生長受到抑制,因此比較細小。由于下貝氏體針片的生長方向任意,因此,當下貝氏體形成后,原奧氏體被分割,下貝氏體越多,奧氏體被分割得越細。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行一次細化晶粒處理。

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小顆粒,同時也存在一些微米級孔洞。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為,這些小顆粒為合金元素的碳化物。同時,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中的孔洞應該為制樣時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)量分數(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。作為對比,同時測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,隨著等溫時間的延長或等溫溫度的降低,試樣的硬度均呈逐漸降低趨勢。對于馬氏體轉(zhuǎn)變來說,如果預先有貝氏體轉(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增多。同時,下貝氏體的硬度較馬氏體要小。因此,硬度呈下降趨勢。

由圖6(b)可以看出,在同一等溫溫度下,延長等溫時間時試樣的抗拉強度和伸長率均提高。在試驗溫度范圍內(nèi),340 ℃等溫50 min后的抗拉強度和伸長率都最高,分別達到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[11]的結(jié)果類似。同時,這一結(jié)果也表明下貝氏體對復相組織拉伸性能的提高存在一個臨界體積分數(shù)值,但這一臨界值還有待進一步的試驗驗證。

一般認為,馬氏體和下貝氏體雙相組織的強化機制符合混合定則[3,12],可以用式(1)進行描述:

(1)

文獻[3,13]分別測試了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,由于下貝氏體的強度低于馬氏體的,因此,復相組織的強度應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,從而得到類似細晶強化的效果。另外,預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雜的交互作用,從而引起一些其它的強化效果[14-16]。因此,Park等[12]認為,下貝氏體和馬氏體雙相組織的強度由3個方面的綜合因素所決定:①下貝氏體板的存在導致馬氏體亞結(jié)構(gòu)細化而導致的強化;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度的增加;③混合規(guī)律。同時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材料拉伸性能的不利影響[12]。

圖6(b)還表明一定體積分數(shù)的下貝氏體與馬氏體的復合組織的伸長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化。

2) 本文試驗條件下,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,抗拉強度和伸長率分別提高了23.5%和36.2%。

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