【文章內容簡介】 用 ) 。 Mo是作為使鋼 具有二次硬化的主要合金元素加入的 , 現(xiàn)在普遍認為 , 這是由于在回火時馬氏體中析出 Mo2C造成。 Mo可與 C形成 Mo2C和 MoC合金碳化物 , 還可 隨回火溫度升高轉變?yōu)?M6C。具有密排六方點陣的 Mo2C在馬氏體板條內 , 亞晶界上以平行的細針狀 ( 二維為層片狀 ) 析出 , 顯然 , 這種析出必須按單獨形核機 制 ( separate nucleation) 。 TEM研究指出 , 析出的位向關系為 : ( 1102) Mo2C∥ ( 010) α , [1101]Mo2C∥ [100]α , [1120]Mo2C∥ [001]α。 Mo2C和基體共格 , 從而導致二次硬化。 Honeybe認為 , Mo2C形成初期是 Mo和 C原子沿馬氏體的﹛ 100﹜ 面偏聚 , 形成象 Al Cu合金時效時出現(xiàn)的 GP區(qū)相似的組織。鋼中加入 W和 V形成 W2C, VC的合金碳化物 , 也會具有二次硬化作用。另外再加入 Cr和 Co 可以強化二次硬化效應。但要注意 , 為使鋼中 W和 V的碳化物溶解進入 A中 , 需要采用較高的奧氏體化溫度 ,易引起奧氏體晶粒粗化而帶來不良影響。所以常以優(yōu) 選 Mo為最佳的二次硬化合金化元素。一般為了產生二次硬化效應 , 要求 Mo的加入量不低于 %, 加入 3%Mo時可取得接近極值的效果。當加入量為 %～ %時 , 可獲得最經濟和有效的效果。 Mo具有比 Cr更強烈的碳化物形成傾向 , 在 5%Cr的熱作模具鋼中 , Mo2C先于 Cr7C3形成。前已述 , M7C3不能作為二次硬化的高溫強化相 , 而且它在回火馬氏體中的形成是以原位析出 ( in situ) 機制 , 不會發(fā)生彌散析出。為此 , Mo的二次硬化的硬化強度和其最大硬化強度對應的溫度皆高 于 Cr的相應值 , 同時 , Mo2C的過時效速度亦較低 ( 即不易聚集長大 ) 。這三個條件是衡量二次硬化有效性的三個主要 指標。 Mo 會提高鋼的脫碳氧化敏感性 , 一般認為含 3%Mo 是使鋼發(fā)生脫碳敏感的臨界加入量。 對含 2%~3%Mo 的鋼 , 為了提高鋼的淬透性 , 常常還得加入 1%～ 2%的鉻。 (6)釩 V 在工具鋼中的主要作用是細化鋼的晶粒和組織 , 增加鋼的回火穩(wěn)定性和增強二次硬化效應。一般介紹 , V 加入 %可細化晶粒 , 隨加入量增加 , 細化 效果加強。因為既使溫度趨近 700℃ , V 的碳化物穩(wěn)定性仍高 , 仍能保持細小 ,所以 V 是有效阻止 A 晶粒粗化的元素 , 也是在高溫下服役的鋼的重要合金化元素 ,下文還有論述。 V和 Mo、 W一樣溶入基體中提高α Fe的自擴散激活能 , 另外它偏聚在位錯線附近形成氣團 , 與位錯產生交互作用阻止其滑移 , 阻止位錯網絡的重新排列形成胞狀亞結構 , 增加馬氏體的回復再結晶抗力 , 增加回火穩(wěn)定性。再則 , 加入%V, 依籍 V4C3的沉殿亦可產生二次硬化效應 , 且隨 V量增加有向高溫推移的趨勢 , 硬化強度提高 , 過時效速度亦較低 , 但要使 V4C3溶入 A中 , 加熱溫度要較高 ,( 有介紹對含 V的低合金及微合金低碳 F P型鋼在 950 ℃奧氏體化后正火便能產生有效的沉殿硬化和在 1150℃正火顯示最佳 的沉殿硬化 , 這點可籍以參考 ) 。需要采用高的奧氏體化溫度會引起 A晶粒粗化 , 及鋼的缺口沖擊韌度降低 , 如 V在 %附近時。在 2%Mo鋼中加入 %V尚不足構成 V4C3, 而 V會固溶于 Mo2C。 V原子半徑為 (Mo為 ) , 不增大點陣錯配度 , 但因為 V和 C的親 和力大 , 會提高 Mo2C的穩(wěn)定性 , 即增加二次硬化的有效性 , 使二次硬化的峰值溫度提高。 V 的碳化物形成微小的細片 ,起始片寬小于 5nm,厚不大于 1nm, 在 550℃~650℃范圍析出于 F 晶粒內的位錯線上 , 產生明 顯的二次硬化作用 , 在 550℃早期 沉殿階段 , 碳化物與基體共格 , 在 010α和 110vc之間的錯配度僅為 3%, 位向關系為 {100}VC∥ {110}α (Baker/Nutting) 然而在 700℃回火 , 碳化物片迅速粗化和開始球化 , 但馬氏體片仍保持著 , 待 700℃長時間回火后才變?yōu)榈容S狀鐵素體晶粒。 在鋼中加入高于 % V 可形成穩(wěn)定 V4C3, 并引起二次硬化 ,其峰值溫度約為 ( 600～ 625) ℃ ,(Mo 的二次硬化峰值溫度約為 570℃～ 580℃ ) , 對 %C 2Cr2Mo 鋼的回火 , 由于 Mo 量較高最終會形成 M6C( 如 Fe3Mo3C) ,M6C 為原位形核機制析出 , 二次硬化作用不明顯。 一般情況下， H13鋼常用作熱擠壓模、鋁合金的壓鑄模和塑料模，使用溫度 ≤ 600℃ ；還可以用作冷擠凹模、冷擠鋼管環(huán)形模、頂件等，是冷熱兼用的模具鋼。當工作溫度 600℃ 時，某些鋼和銅的熱擠壓模具及銅合金的壓鑄模，其表層受熱溫度可達 700℃ ，甚至更高，此時 H13鋼就不太合適，而應該使用熱強性較好的 3Cr2w8V 型的 H10鋼或性能更加優(yōu)異的 UHBQRO 80M， QRO 90 SUPREME熱作模具鋼。 H13鋼的常規(guī)熱處理工藝 退火工藝 H13鋼屬于過共析鋼，可以采用完全退火或等溫球化退火。 (1)完全退火工藝：(850～ 900℃ )X(3～ 4 h)，保溫結束后隨爐冷到 500℃ 以下出爐空冷； (2)等溫球化退火工藝： (845～ 900℃ )X(2～ 4h)／爐冷 +(700～ 740℃ )X(3～ 4 h)／爐冷 (爐冷速度≤ 40℃ ／ h)，≤ 500℃ 出爐空冷，形狀復雜的模具，在粗加工后應進行一次去應力退火， (600～ 650℃ )X 2 h／爐冷。 H13鋼經退火后，適宜的組織由球狀珠光體和少粒狀碳化物組成，要求熱處理硬度 (HB)≤ 229。 淬火工藝 H13鋼的淬火回火工藝可以采用鹽浴爐、真空爐和流動粒子爐加熱，模具表面光潔，熱處理變形小，零件壽命長。 優(yōu)質 H13 鋼和 QRO 90 SUPREME 鋼推薦的熱處理工藝見表 2。 H13鋼淬火時可采用空淬、氣淬、油淬或者 500～ 540℃分級淬火。對于要求高強韌性的模具，要用高的淬冷速度以抑制碳化物沿晶 析出和出現(xiàn)上貝氏體，提高強韌性和回火抗力，但冷卻速度必須控制在不出現(xiàn)淬火開裂和畸變的允許范圍內。 H13鋼淬火后的組織是：板條馬氏體 +未溶碳化物 +殘余奧氏體，硬度 HRC為 51— 55. 回火工藝 H13鋼的回火工藝應根據(jù)熱作模具的工作條件和具體的失效形態(tài)來確定回火溫度和硬度。一般優(yōu)質 H13鋼大多采用 (540～ 650℃ ) 3 h的高溫回火，以提高模具的韌性和減少殘余奧氏體 A 在鋼中發(fā)生轉變而引起脆性。 H13鋼回火后的最終熱處理組織是：回火馬氏體 +少量粒狀碳化物，低于 600℃ 回火時仍保持馬氏形狀 狀，當回火溫度高于 650℃時，馬氏體形態(tài)逐漸消失，轉變?yōu)榛鼗瘃R氏體，引起熱強性的嚴重惡化。因此， H13鋼是一種性能優(yōu)異的中溫 (≤ 600℃ )熱作模具鋼。 H13鋼的熱處理新工藝 高溫淬火 H13淬火工藝試驗【 J： 550℃ 2 min／ mm +800℃ 15 min／ mm 預熱，最終加熱溫度分別選用 1 030℃ ， 1 050℃ ， 1 100℃按 1 min／ mm保溫后油淬，600℃ 2 h兩次回火。結果表明： (1)適當提高 H13鋼的淬火溫度，可加速碳化物的溶解，使淬火后馬氏體中碳和合 金元素增加，從而提高鋼強韌性與熱疲勞性、回火穩(wěn)定性； (2)當淬火溫度達到 1 100℃ 時，奧氏體晶粒并沒有明顯長大，淬組織是針狀和板條狀馬氏體的混合組織。 雙重淬火 雙重淬火是用高溫淬火一高溫回火 (1 160℃ 淬火 +720℃ 回火 )取代普通球化退火，再進行常規(guī)熱處理。工藝結果顯示，隨奧氏體化溫度升高， H13鋼硬度及斷裂韌性提高，但沖擊韌性下降；而經雙重淬火的可在幾乎不降低韌性的條件下得到最大的斷裂韌性，硬度值也高于普通淬火。雙重淬火能改善斷裂韌性是因為孿晶馬氏體和未溶碳化物量的減少及殘余奧氏體 量的增加所致。斷裂韌性的改善有利于提高 H13鋼熱作模具的抗疲勞裂紋擴展能力和熱疲勞開裂能力，抑制熱裂紋擴展。 控制冷卻速度淬火 國外應用 HIT法 (High Impact— Value TreatmentProcess)，采用特殊的冷卻控制方法，防止熱疲勞開裂和最大限度地減少熱處理變形。實踐證明， H13鋼以航空制造技術不同的冷卻速度淬火，回火到 HRCA6后的沖擊韌性相差可達 10倍；當淬火冷卻速度達到 100℃ ／ mm 以上時，才能獲得最高的韌性。且隨著模具材料硬度的提高，其影響程度越大。 深冷處理 深冷處理是采用液態(tài)氮為冷卻劑 (一 190℃ )，利用氣化潛熱的快速冷卻方式，將淬火后的模具冷卻至一 120℃以下，并保持適當時間。 H13鋼實施深冷處理的目的： (1)殘余奧氏體幾乎可以全部轉變成馬氏體； (2)組織細化并可析出微細碳化物； (3)耐磨性比未深冷處理的模具高 2～ 7倍，比普通冷處理 (一 100～ 0℃ )的模具高 1～ 3倍。 1. 4 鋼的表面熱處理 因Ｈ 13鋼 具有良好的熱強性、紅硬性、較高的韌性和抗熱疲勞性能 ,故被廣泛用于鋁合金的熱擠壓模和壓鑄模 ,工作時溫度可達 600℃ ,工作條件惡劣 ,主要失效形式為熱磨損 (熔損 )和熱疲勞 ,要求表面具有高硬度、耐蝕、抗粘結等性能。 Ｈ 13鋼常規(guī)淬火、回火后的硬度一般為 42～ 48ＨＲＣ ,耐磨性不足 ,模具使用壽命短。鑒于模具失效大都由表面開始 ,從節(jié)省能源和資源 ,充分發(fā)揮材料性能潛力并獲得特殊性能和最大經濟效益出發(fā) ,對Ｈ 13鋼模具進行表面改性處理 ,是綜合改善模具壽命的關鍵。 表面低溫化學熱處理 低溫化學熱處理可以提高Ｈ 13鋼的抗熱疲勞、耐熱磨損和耐蝕性能 ,且工藝成本低廉 ,故應用廣泛。常用工藝有離子滲氮、Ｎ Ｃ共滲 (軟氮化 )、Ｓ Ｎ Ｃ共滲以及多元共滲等。 (1) 離子滲氮Ｈ 13鋼中有較多的Ｃｒ、Ｍｏ等元素 ,氮化時能生成豐富穩(wěn)定的氮化物并使其彌散分布 ,有利于提高Ｈ 13鋼熱