【導讀】數2～3次，2h/次。同時，氮化H13+CrAlN和H13+CrAlN在600℃高溫摩擦。實驗條件下的表面耐磨性分別是H13鋼的倍和7倍，在實際生產中，可根據需要選取對H13鋼表面氮化工藝。

　　

【正文】 中的變形率反而出現(xiàn)下降現(xiàn)象，這說明此時 H13 鋼內部的應力得到了充分釋放 。回火過程的應 力釋放對于降低模具鋼在后續(xù)機械加工和使用過程中出現(xiàn)開裂現(xiàn)象相對有利。 表 32 給出了 H13 鋼經 1020℃油淬并在不同溫度兩次回火后的室溫力學性能，從實驗結果看，隨著回火溫度升高， H13 鋼的強度下降， 強度下降意味著 H13 模具鋼在 載荷作用下抵抗永久變形或斷裂的能力 有所降低； 而沖擊韌性和延伸率有所升高 ， 金屬材料抵抗沖擊載荷 或產生永久變形 而不被破壞的能力 有所提升 。 表 32 H13(4Cr5MoSiV1)鋼最終熱處理后室溫 力學 性能 試樣號 機械性能 σ b MPa δ % ψ % aK MPam 1 1655 2 1694 3 1276 4 1779 5 1786 6 1359 7 1831 8 1803 9 1399 27 圖 36 H13 鋼經淬火回火后的強度 σ b 第一次回火：為 了避免坯料開裂，回火時應加熱均勻，先把坯料加熱到 380～ 400℃ 保溫 1小時左右，在升溫到 580℃ 保溫 2 小時， H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼 在 500℃ 左右屬回火脆性，故選擇既避開了脆性由有利獲得盡量高回火硬度的回火溫度。第二次回火：使 H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼 硬度穩(wěn)定， H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼 采用 620℃ 回火，硬度達到 44HRC 時，具有強度、韌性、耐磨、抗冷、熱疲勞最佳搭配的綜合性能。第三次回火：充分消除淬火過程中產生的熱應力和組織應力，選擇溫度是 600℃ 進行保溫，回火硬度為 41～ 46HRC， 具有良好的強韌性配合。 淬火采用油冷，適當增加殘余奧氏體量以利于回火時的轉變。淬火后三次高溫回火，使馬氏體和殘余奧氏體發(fā)生分解獲得回火索氏體基體，同時碳化物充分析出，產生彌散二次硬化效果。回火后油冷，以防止高溫回火脆性的產生。 圖 36 是 H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼不同淬火溫度淬火，經回火后強度 σ b的變化。由圖 36可見，隨著淬火溫度的升高， 殘留奧氏體量也將增加，而較低的淬火加熱溫度坯料的韌性將更好，淬火開裂現(xiàn)象也會減少， 由于奧氏體中的碳及合金元素的溶解量增加，回火后強度升高。 實際淬火溫度的選定既要保證 奧氏體中溶有足夠的碳和和合金元素以得到高的硬度，又要保證奧28 氏體晶粒大于或等于 9 級，以保證足夠的韌性。 隨著回火溫度的變化， 580℃ 、600℃ 回火，鋼獲得高強度，鋼的彌散強化效果在 600℃ 左右達到峰值。 620℃回火，鋼的強度急劇下降，這時由于碳化物的聚集長大，鋼的回火抗力降低。 圖 37表示 H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼的 δ% 與 ψ% 隨淬火溫度及不同溫度回火后的變化。由圖 37 可知，隨著淬火溫度的提高，鋼在相同回火溫度條件下，塑性指標有所變化，但主要受回火溫度的控制。 600℃ 回火雖然處于谷點，但仍具有足夠的塑性 性能， δ% 大于 5%， ψ% 大于 35%。 圖 38表示 H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼在不同淬火溫度淬火后不同溫度回火的 aK 值。 由 圖 38 可以看出，鋼的沖擊韌性對最終熱處理工藝不很敏感，以 1020℃ 淬火 +580℃ 三次回火獲得較高沖擊韌性。實驗條件下，鋼的韌性指標滿足熱作模具性能要求，提高回火溫度 (如 ≥620℃ 三次回火 )，強度大大降低，而韌性并不增加。 圖 37 H13 鋼經淬火回火后的塑性 29 圖 38 H13 鋼經淬火回火后 沖擊韌性 aK 2. 高溫力學性能 圖 39 給出了 H13 鋼經 1020℃油淬 580℃兩次回火后高溫力學性能，由圖可知，隨溫度升高， H13 鋼的強度硬度指標下降，而塑性指標（包括沖擊韌性、塑性延伸率、斷面收縮率）均有所升高。從數值綜合情況看，在 700℃以下， H13 鋼均表現(xiàn)出了優(yōu)良的綜合力學性能，而常規(guī)熱作模具（鑄造模具）的實際工作溫度通常都不會超過 700℃，一般最高達到 650℃，這說明 1020℃油淬 580℃兩次回火這種熱處理工藝，可基本滿足 H13 鋼在熱作模具的工況環(huán)境下服役，同時賦予模具相對較高的高溫力學性能，這為模具達到較高的使用壽命提供了保障。 30 圖 39 高溫力學性能 （ 1020℃油淬 580℃兩次回火） 熱 硬性 和回火穩(wěn)定性 熱硬性是指鋼在較高溫度下，仍能保持較高硬度的性能。鋼經淬火后，隨著回火溫度的提高，硬度降低，但在加入了較多的合金元素的情況下（高合金鋼），在較高溫度下回火，鋼仍可保持較高的硬度和耐磨性 。圖 310 給出了經1020℃油淬后在 540℃、 580℃、 600℃不同溫度回火 2 次 2h 的 H13 鋼在室溫、 100～ 650℃ 實驗 溫度下的熱硬性。 31 圖 310 不同回火溫度 H13 鋼的熱硬性 圖 310 H13 鋼的回火穩(wěn)定性 圖 310 給出了 H13 鋼的回火穩(wěn)定性曲線。 回火穩(wěn)定性指隨回火溫度升高，材料的強度和硬度下降快慢的程度，也稱回火抗力或抗回火軟化能力。通常以鋼的回火溫度 硬度曲線來表示，硬度下降慢則表示回火穩(wěn)定性高或回火抗力大。回火穩(wěn)定性也是與回火時組織變化相聯(lián)系的，它與鋼的熱穩(wěn)定性共同表征鋼在高溫下的組織穩(wěn)定性程度，表征模具在高溫下的變形抗力。回火會導致馬氏體的分解，隨著回火的溫度不同，分別形成回火馬氏體，回32 火屈氏體，回火索 氏體。這些回火組織比馬氏體硬度要低。因此回火后硬度強度會下降?；鼗鸱€(wěn)定性是零件回火后的硬度與再經相同的回火溫度再回火一次后的硬度差 ,差別越小回火穩(wěn)定性越好。 H13 鋼中的合金元素滯緩馬氏體的分解，阻礙碳化物的聚集長大，形成堅硬的碳化物以及阻礙相的回復再結晶。這些影響的結果使淬火鋼回火時變得更為穩(wěn)定，其硬度不易隨回火溫度的升高而降低。也就是所說的鋼的抗回火的穩(wěn)定性。 合金鋼回火穩(wěn)定性較高，一般是有利的。在達到相同硬度的情況下，合金鋼的回火溫度比碳鋼高，回火時間也應適當增長，可進一步消除殘余應力，因而合金鋼的塑性 、韌性較碳鋼好；而在同一溫度回火時，合金鋼的強度、硬度比碳鋼高。 從圖 310 的 實驗 結果看， H13 鋼在 500600℃的較高溫度范圍內的回火穩(wěn)定性都比較好，能夠維持較高的硬度，這對提高熱作模具的耐磨性非常有利。 推薦的回火規(guī)范 綜合上述實驗結果與分析， H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼 經 1020～ 1050℃淬火油冷后，綜合力學性能較高的回火溫度范圍是 560～ 580℃，同時，為有效消除模具熱處理過程中產生的組織應力和熱應力，應對 H13 鋼制造的模具進行至少 2 次回火，必要時需進行 3次回火， 高溫回火 易使熱作模具發(fā)生熱磨損和堆塌失效，適當降低回火溫度將提高模具的熱疲勞性能 ， 第二次回火溫度 可 比第一次低 20℃ ，以達到模具最終使用硬度要求范圍。 表 33 H13（ 4Cr5MoSiV1） 鋼推薦的回火規(guī)范 回火目的 回火溫度 /℃ 加熱設備 冷卻 回火硬度（ HRC） 清除應力和降低硬度 560～ 580 熔融鹽浴或空氣爐 空氣 47～ 49 表面處理對 H13 鋼硬度的影響 表面處理 是 在基體材料表面上人工形成一層與基體的機械、物理和化學性能不同的表層的工藝方法。表面處理的目的是滿足產品的耐蝕性、耐磨性、33 裝飾 或其他特種功能要求。滲氮，是在一定溫度下一定介質中使氮原子滲入工件表層的化學熱處理工藝。常見有液體滲氮、氣體滲氮、離子滲氮。傳統(tǒng)的氣體滲氮是把工件放入密封容器中，通以流動的氨氣并加熱，保溫較長時間后，氨氣熱分解產生活性氮原子，不斷吸附到工件表面，并擴散滲入工件表層內，從而改變表層的化學成分和組織，獲得優(yōu)良的表面性能。如果在滲氮過程中同時滲入碳以促進氮的擴散，則稱為氮碳共滲。常用的是氣體滲氮和離子滲氮。 CrN 具有優(yōu)良的耐蝕、抗氧化性能和低殘余應力，已經成功地用于刀具、磨擦部件、部分壓鑄模具的表面處理中。但是 CrN 在 560℃時開始氧化，因而國內外研究人員在磁控濺射 CrN 膜層中引入 Al 元素，使膜層硬度和熱穩(wěn)定性得到了提高并使其抗氧化溫度達到 800～ 900℃。為了提高基體硬度，本實驗采用了對 H13 鋼預先氮化處理后再磁控濺射 CrAlN 薄膜的方法，目的是比較 H13 鋼、 H13 鋼表面濺射 CrAlN 膜層與 H13 鋼離子氮化處理后再濺射 CrAlN 膜層的高溫摩擦磨損性能 。 圖 312 H13+CrAlN 和氮化 H13+CrAlN 薄膜的 SEM 圖 從圖 312 中可以看出膜層的晶體生長致密， 顆粒清晰可見，但有大顆粒存在；通過比較圖 2(a)、 (b)可知，表面預先進行離子氮化處理后的 H13 表面 (b)濺射沉積時形成了比較多的大顆粒。 34 由圖 313 可知，高溫摩擦磨損條件下 H13 鋼的摩擦系數很小，主要是由于金屬在高溫時發(fā)生氧化反應；在摩擦界 面 上出現(xiàn)了氧化物所致。在高溫摩擦時，隨滑行距離的增大， H13 鋼表面摩擦系數在 上下波動，而 H13+CrAlN 和氮化 H13+CrAlN 表面膜層的摩擦系數出現(xiàn)了很大幅度的變化。這是因為 H13 鋼表面的高溫摩擦過程是舊氧化物剝落和新氧化物形 成的過程，使摩擦副與接觸表面始終處在氧化物的潤滑條件下，則其摩擦系數僅在小幅度范圍內變化。而氮化 H13+CrAlN 表面膜層摩擦時因為膜 /基結合力較?。y得其膜 /基結合力 Lc 為 N，而前者為 N），高溫摩擦到一段距離后，硬質膜層從基體表面剝落，導致摩擦副直接與基體表面接觸，使得其表面膜層摩擦系數急劇下降后趨向于 H13 鋼的摩擦曲線。 圖 313 H13 鋼、 H13+CrAlN 和氮化 H13+CrAlN 在 600℃時的摩擦系數 H13+CrAlN 試樣在 600℃摩擦開始時 ,受 硬質膜層和大顆粒晶粒的影響，摩擦系數逐漸增大。當磨痕中鋁選擇性氧化生成 Al2O3 在摩擦過程中起潤滑作用時，摩擦系數開始降低。在繼續(xù)摩擦的過程中，出現(xiàn)部分 Fe 氧化，使其摩擦系數進一步降低。但由于存在硬質膜層的剝落，其中一部分膜層剝落會脫離摩擦系統(tǒng)，另一部分膜層剝落會進入摩擦軌道從而使鋁 、鐵元素的氧化難以進行，摩擦系數隨后增加。 35 從圖 314(a)可知， H13 鋼摩擦表面有明顯的犁溝，說明摩擦副滑動時使 H13 鋼表面受到擠壓向兩側隆起產生塑性變形，多次滑行產生微觀犁屑，在 600℃的高溫條件下膜層伴 隨有氧化磨損。由圖 314(b)可以看出，H13+CrAlN 試樣摩擦表面除了有犁溝外，小溝槽表面上形成分散的片狀和脫落的帶狀硬質膜層，膜層磨損是微觀犁削與疲勞剝落共同作用的結果。同時由于 600℃高溫摩擦時，其表面部分膜層剝落的基體在高溫下氧化與摩擦副接觸，從而產生的犁溝比室溫摩擦時更為明顯。由圖 314(c)可以看出，氮化 H13+CrAlN 試樣摩擦表面的犁溝不是很明顯，由于受膜 /基結合力的影響較小，主要以硬質膜層剝落為主；因基體 H13 鋼表面預先進行了氮化，表面所形成的氮化層阻止了氧元素與鐵元 素的接觸使得氧化難以進行，因此剝落的 CrAlN 膜層易被摩擦副壓入表層，可以看到顆粒狀物質對硬化表面產生的微觀切 削 作用。此時存在微觀犁削與膜層氧化磨損的同時還伴隨有硬質顆粒對基體表面的微觀切削磨損。 圖 314 H13 鋼、 H13+CrAlN 和氮化 H13+CrAlN 在 600℃摩擦后的摩痕形貌 36 在載荷為 5N 時，以 Si3N4 為摩擦副的 600℃高溫摩擦條件下H13+CrAlN 和氮化 H13+CrAlN 的表面耐磨性用摩擦后磨損率的倒數來評價。H13 鋼的磨損率為 10－ 3mm179。/(N m)， H13+CrAlN 的磨損率為 10－ 3mm179。/(N m)，氮化 H13+CrAlN 的磨損率為 10－ 3mm179。/(N?m)。通過計算其倒數值后比較可知， H13+CrAlN 和氮化 H13+CrAlN 的表面耐磨性分別是試樣 H13 鋼表面的 7 倍和 倍。從中可以看出離子氮化雖對基體起到預先硬化的作用，提高了基體對 CrAlN 薄膜的承載能力，但因膜 /基結合力較弱，并未對膜層的耐磨性起到支撐作用。 由上述實驗結果及分析可知： (1)由于 H13 鋼中的鐵在 600℃ 高溫摩擦時發(fā)生了氧化，產生的氧化