钒对H13钢热稳定性的影响

2021-11-03吴日铭

模具工业 2021年10期

黄山，吴日铭，胡涛，陈蒙

（1.上海工程技术大学材料工程学院，上海 201600；2.上海市激光先进制造技术协同创新中心，上海 201600）

0 引言

随着我国模具行业的快速崛起，对模具钢使用性能的要求越来越高。H13钢是一种中碳、中铬模具钢，广泛应用于压铸模、热锻模、热挤压模等[1]。H13钢常在高温环境下使用，故需要在高温下保持良好的强度、硬度、抗软化能力[1,2]，即模具钢需要良好的热稳定性能。

目前H13钢在热作模具钢市场中需求较大，由于其具有良好的综合力学性能和抗热疲劳性能，适用于多种工况。但工作温度超过600℃时，H13钢微观上析出粗大碳化物[1]，宏观上抗回火软化能力急剧下降，因而更高温度工况下应使用热稳定性更好的模具钢[2]。有研究表明，V是强碳氮化物形成元素，在回火过程中固溶的V在铁素体中以V（C,N）的形式析出[3]。同时VC型碳化物细小弥散、稳定性高，能在700℃时稳定存在且不易聚集长大、粗化，显著提高二次硬化作用，对高温回火中α相的再结晶晶粒的长大也有抑制作用[3-6]。因此，合金元素V具有较强的细晶强化和析出强化作用，且微量V就能显著增强模具钢的高温强韧性、回火稳定性。但是有研究发现[6-8]，过多的V固溶于基体中，会产生许多大颗粒未溶碳化物，导致钢的韧性下降，使钢的切削加工性能恶化，増加钢的脆性；另一方面，添加过多的V会使钢的回火软化加快，强度降低，使钢的强韧性都降低；此外，由于V价格高昂，添加过多的V还会使生产成本增高。在研究钼（Mo）对模具钢影响时发现，添加Mo的钢在基体与析出相界面上的析出会抑制碳化物粗化[9,10]，故可在H13钢基础上提高Mo的含量，进一步控制碳化物粗大的影响。

基于以上分析，在H13钢合金成分基础上设计添加不同的V含量，分别为不含V的A1钢、含0.55%V的A2钢以及含1.0%V的H13钢。通过热稳定数据对比，并结合 JMA（Johnson-Mehl-Avrami）方程研究V对H13钢回火抗力影响，分析不同V含量时回火保温前后过程的显微组织差异，探究了V对H13钢热稳定性的影响。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

采用真空感应熔炼炉制备20 kg/支的试验钢锭，退火后去除表面氧化皮和缩孔；采用天然气加热炉将坯料加热至1 240℃并保温2 h，三向锻打至24 mm×55 mm的钢条后进行退火+调质处理。试验钢实测的化学成分如表1所示。

表1 试样钢合金成分质量分数

1.2 试验方法

从各钢条上切取9块尺寸为20 mm×20 mm×24 mm的钢块，将试验钢进行1 040℃油淬后，分别以350、400、450、500、530、560、590、620、650 ℃回火2 h，然后按照GB/T 230.1—2018检测标准测试试验钢不同回火温度下的洛氏硬度值。

从各钢条上切取1块尺寸为25 mm×25 mm×24 mm的钢块，将试验钢采用1 040℃油淬后，在600℃下进行回火，每次回火2 h，通过对试验钢进行长时间回火探究其回火软化趋势。

2 试验结果及讨论

2.1 回火温度与硬度曲线

H13、A1和A2钢的不同回火温度与硬度的关系曲线如图1所示。由图1可以看出，H13、A1和A2钢均存在二次硬化现象，且硬化峰值均在530℃左右。O G SOKOLOV等[10]指出，含Nb、Ti和V的钢在525～550℃回火后达到最大硬度，与图1中含V钢二次硬化峰的回火温度相符，说明添加V会使热作模具钢二次硬化现象更加明显。同时在500～525℃回火后，Mo、W和Cr合金化的钢可达到最大硬度，提高了二次硬化，不含V的A1钢因为含大量Mo，故而二次硬化峰值也接近530℃。然而，随着V含量提高，在620℃高温回火下，H13钢硬度下降比A2钢更快，根据研究Mo可以得出[3,9]，Mo含量的增加可以提高高温回火稳定性，说明由于Mo含量的提高，使620℃高温回火下A2钢硬度下降比H13钢慢。峰值前回火，H13钢硬度比A2钢高2 HRC、比A1钢高5 HRC；达到峰值后回火，H13钢硬度略低于A2钢，比A1钢硬度高2 HRC。

图1 回火温度与硬度关系曲线

2.2 V对热稳定性的影响

H13、A1和A2钢在600℃下长时间回火保温，通过测定回火下的试验钢硬度反映试验钢在高温工作下热稳定性优劣。图2所示为600℃热稳定性曲线，由图2可知，在保温2 h后A2钢硬度始终高于H13和A1钢，且在回火保温20 h过程中，A2钢硬度降低最少、下降平缓，说明A2钢热稳定性能最好。由回火保温前6 h可以发现，H13钢和A1钢硬度值下降较多，且A1钢硬度值降低幅度最大，说明H13钢和A1钢在高温回火下抗回火能力较差，热稳定性比A2钢差，故证明0.55%V的A2钢在600℃高温下具有较好的热稳定性。1.0%V的H13钢和0.55%V的A2钢相比，添加过多的V反而会降低钢的回火稳定性，使钢的强度、硬度都降低。因此，在H13钢中降低V含量，选择合适V含量的合金化设计，可以保证模具钢在600℃高温下保持较好的热稳定性。

图2 600℃热稳定性曲线

2.3 高温时效动力学

由WA JOHNSON等[11]和M AVRAMI[12-14]同时提出描述固态相变受扩散控制的回火动力学规律，WATTEP等[15]基于JMA方程提出了回火动力学规律方程：

其中，τ为回火率；t为回火时间；n为Avrami指数；D取决于回火温度，并遵循Arrhenius方程：

其中，D0为前指数常数；Q为回火转变活化能；R为理想气体常数（等于8.314 3 kJ·mol-1·K-1）；T为等温回火温度，K。回火率被定义为：

将测得的硬度值，代入式（3）和式（4），整理结果如图3所示。H13、A1和A2钢在600℃回火20 h后Avrami指数n分别为0.88、0.71、0.67。依据克里斯青的计算研究可得[16]，此时n值代表从小尺寸开始的各种形状的生长，成核率随时间下降。同时Morgan提出，Avrami指数的取值可以是1、2、3、4，依赖成核和生长过程，对于纤维（一维）生长，n为1或2[17]。根据求出的n指数可知，以上3种钢在回火过程中是纤维生长。根据Lifshitz-Slyozoy-Wagner（即LSW）理论，体扩散控制着碳化物的粗化动力学过程[18,19]。而B A LINDSLEY等指出在马氏体回火过程中，当n值降至0.20～0.23时，碳原子沿着位错和晶界扩散控制着碳化物粗化［20,21］。有研究表明V对高温回火中α相的再结晶晶粒长大有抑制作用，并且优先在位错、晶界以及未溶碳化物附近等析出[4-6]。因此，H13钢添加V对碳化物粗大有一定的抑制作用，但含V量为1.0%时，n为0.88，H13钢在回火过程中析出的碳化物粗大，故应合理选择V含量，避免碳化物粗化，进一步提高抗回火稳定性。

图3 H13、A1、A2钢在600℃回火保温下Avrami指数n

2.4 微观组织分析

H13、A1、A2钢在600℃回火过程中的金相显微组织分别如图4～图6所示，H13钢、A2钢在回火2 h后出现马氏体组织，并且晶粒大小均匀，组织中有碳化物析出，使硬度明显提高。对比回火2 h的A1钢，产生大块状马氏体组织，晶粒粗化，使钢的硬度降低。回火12 h、20 h的A1钢中，仍然出现粗大碳化物和大块马氏体组织，马氏体的位错强化和固溶强化效果随α相的回复和碳化物析出而不断减弱，这是试验钢硬度降低的主要原因[3]，故碳化物粗大的影响会使其硬度进一步降低，因而在长时间回火保温下会降低钢的热稳定性。因此，不含V的A1钢碳化物粗大、硬度降低、高温回火稳定性相对较差，与图2热稳定性硬度曲线相符。回火保温过程本质上是等温回火转变，其原理可归纳为[22-24]：在过饱和固溶体中第二相粒子析出长大，在晶体空间点阵的重新构建上，表现为较大弹性畸变能的释放，伴随现象为回复和再结晶，其热稳定性能较优。回火12、20 h后H13、A2钢组织出现回复，微观形貌与回火2 h类似，其热稳定性能优于A1钢。但H13钢中碳化物在长时间回火保温下开始粗化，对比A2钢的金相显微组织，A2钢中碳化物细小、弥散，说明添加过量的V无法进一步抑制碳化物粗大，反而降低钢的热稳定性。因此，添加适量的V不仅使钢在热处理后组织析出稳定、晶粒大小均匀，而且进一步提高钢的热稳定性。

图4 H13钢热稳定性试样显微组织

图5 A1钢热稳定性试样显微组织

图6 A2钢热稳定性试样显微组织

H13、A1、A2试样钢回火12 h后10 000倍的扫描电镜（SEM)形貌如图7所示，从图7可以看出，H13、A2钢中出现圆状碳化物。施渊吉等研究了析出的VC型碳化物呈球状形貌分布[25]，与圆状碳化物形貌近似，而A1试样钢中没有出现该形貌，故推理该圆状碳化物与V有关，又由于V是强碳氮化物形成元素[2,3,7-9]，H13、A2钢中碳化物为VC型碳化物，再根据图2的热稳定性曲线可以得知，析出VC型碳化物可以提高模具钢的热稳定性。进一步对比A2、H13钢的碳化物形貌分布，发现0.55%V的A2钢碳化物更加细小且分布弥散，并且A2钢在长时间回火下硬度下降最小、保持良好的热稳定性，因此VC碳化物对钢起到显著的细化晶粒和析出强化作用。