模具材料H13的性能与工艺1

模具材料H13的热处理工艺与性能东南大学陈锋1、H13的特性铝型材广泛应用于建筑、汽车、船舶、航空、航天等各个领域，尤其在高速列车方面的发展尤为突出，铝合金车体型材多为铝合金经过热挤压制造而成，因此对热挤压模具提出了要求。列车车体的形状非常复杂，在各个位置处需要型材的形状差异很大，因此需要大量形状复杂的热挤压模具。全铝高速列车车体各样的铝合金型材铝合金型材在热挤压过程中，热挤压模具所处的工作条件十分恶劣，挤压温度高、压力大、热金属与模具的热熔损时有发生，因此热作模具钢对材料性能提出了更高的要求。性能要求高的强韧性高的耐热性、抗氧化性高的耐磨性良好的耐热疲劳性良好的淬透性、加工工艺性能良好的导热、较小的膨胀系数、良好的抗蠕变性能我国热作模具钢的发展5CrNiMo3Cr2W8V从20世纪70年代开发出；由于钨系热作模具钢的导热性低，冷热疲劳性差，制成的模具大多使用寿命不长。4Cr5MoSiV120世纪80年代从美国引进H13；具有良好的强韧性和冷热疲劳性，用于铝型材热挤压模具上效果好，模具的使用寿命也比传统钢制造的模具稳定度提高一倍。从20世纪30年代开始广泛使用；随模具工业的迅速发展，传统钢种已不能满足性能的要求。热作模具钢材料H13H13（4Cr5MoSiV1）是从美国引进的一种中碳中合金钢，含碳量为0.4%左右，钢中合金元素总量达7%，含有较多的Cr、Mo、V等碳化物形成元素。化学成分CCrMoSiVMnPSwt%0.32-0.454.75-5.501.10-1.750.8-1.20.8-1.20.2-0.5不大于0.030.03H13各元素的作用（1）CC进入基体点阵中带来固溶强化作用；与合金元素结合形成碳化物，保证足够的硬度、强度和耐磨性；对Ms点产生影响，降低碳含量，可升高Ms点，能减少室温组织中的残余奥氏体量，避免过多残余奥氏体的影响。（2）Cr与碳结合形成碳化物，主要形成Fe和Cr碳化物，这些Fe、Cr碳化物会令C曲线右移，提高钢的高温强度、耐磨性和回火稳定性；适中的Cr含量能令钢的临界点上升，保证钢的淬透性，提高模具表面抗氧化及抗腐蚀性能，有利于增强其抗热疲劳性能。H13各元素的作用（3）Mo提高钢的热稳定性、耐磨性、淬透性，抑制回火脆性及细化奥氏体晶粒，是很好的二次硬化元素；Mo含量过高，会增大脱碳敏感性，因此加入强碳化物形成元素来减小这种不利影响。（4）Si提高钢的临界点、抗氧化性能；Si会减缓C在钢中的扩散速度，不易使回火时析出的碳化物聚集，增加回火稳定性。（5）VV比Cr、Mo更容易与C、N形成碳化物和氮化物，其硬度很高、高温下不易溶解，能显著提高钢的硬度和耐磨性，使钢具有良好的热硬性，并可细化钢的晶粒和组织，增加钢的回火稳定性。NADCA（北美压铸协会）标准对H13的金相组织的要求带状组织可接受不可接受可接受不可接受退火组织NADCA标准对H13的金相组织的要求网状碳化物热处理组织2级3级可接受不可接受不可接受可接受NADCA标准对H13的金相组织的要求4级3级马氏体组织可接受不可接受NADCA标准对H13的力学性能的要求退火后硬度235HBW室温冲击韧度25~35J/cm22、H13材料失效分析失效情况应力疲劳裂纹热疲劳裂纹磨损塑性变形失效分析模具材质较脆内部组织有缺陷热处理硬度过高承受负荷过大产生高应力集中表面反复升降温拉压应力的交替局部应力超过弹性极限高温高压无润滑产生激烈的摩擦高温高压高摩擦表面温度升高而软化，交变载荷下瞬时发生应力疲劳裂纹热疲劳裂纹磨损塑性变形2.1成分不合格导致的失效例1：某厂H13钢合金元素含量不足（含Cr量仅3.34%），生产中发现H13化学成分偏析严重，未进行合理的锻造和球化退火，造成H13钢在热处理过程中或安装使用时断裂。例2：某厂的H13钢模具存在块状的不均匀组织，冲击韧度远低于常规，对其成分进行分析，发现Si含量偏高而V含量偏低，过高的Si含量将促进回火过程中晶间碳化物粗化，恶化钢的抗热疲劳性能。2.2热处理工艺不合理导致的失效例1：某厂热作模具钢淬回火后硬度为52~54HRC，回火后金相组织为针状回火马氏体+回火索氏体，符合要求，但在安装使用阶段就断裂。分析原因：模具硬度太高，韧性不足，属脆性断裂。应采用合理的热处理工艺，降低硬度，控制硬度为46~48HRC，可避免脆性断裂。例2：某厂H13钢基体硬度为50HRC，高于使用要求的43~48HRC。分析原因：回火不充分导致基体硬度偏高。例3：对某厂断口部位取样观察显微组织，发现明显的链状碳化物且部分区域为网状分布，同时发现成分偏析组织。分析原因：调质处理之前未进行退火处理，此类缺陷难以通过调质处理消除。2.3渗氮工艺不合理导致的失效例1：某厂采用氮化温度580℃，保温时间4.5h，出炉后油冷，氮化后表面硬度900HV，氮化扩散层厚度约为0.2mm，使用时仅挤压工件2000件，模具就发生龟裂失效。分析原因：模具基体硬度较低，先进行1030℃加热淬火，586℃回火，再进行渗氮处理，提高了寿命。例2：某厂H13基体硬度为43HRC，比通常热处理后的硬度46~51HRC偏低。分析原因：后续渗氮工艺600℃x6h，渗氮温度较高，使基体回火软化所致。3、热处理工艺要求4Cr5MoSiV1钢经钢厂锻轧后，常存在共晶碳化物不均匀、带状偏析严重、粗大的片状珠光体以及网状碳化物链等问题，对模具的生产及使用十分不利。造成组织的不均匀，在淬火后模具会存在不均匀的硬度和变形而引起淬火裂纹的产生，也会降低横向冲击韧性，造成横纵向韧性差别越明显，等向性越差带状偏析网状碳化物链粗大珠光体片易使模具材料的硬度高、塑性差，带来不良的切削加工性，淬火时易过热开裂淬火加热保温时间较短不能完全溶入基体，影响冲击性能，成为模具的裂纹源必须在淬火之前进行有效的退火处理，控制材料的组织3.1退火对H13钢组织的控制020040060080010001200温度/℃时间/h900℃2h＜500℃出炉020040060080010001200温度/℃时间/h900℃2h＜500℃出炉760℃3h020040060080010001200%(?Y)%(?X)1050℃4h炉冷900℃2h＜500℃出炉760℃3h020040060080010001200温度/℃时间/h1050℃1h空冷900℃2h＜500℃出炉760℃3h普通球化退火等温球化退火均匀化+等温球化退火正火+等温球化退火原始态带状组织900℃球化退火900+780℃等温球化退火1050℃均匀化退火+等温退火1050℃正火+等温球化退火四种退火处理都对材料的带状偏析有所改善，其中经高温均匀化和正火处理的样品带状偏析改善情况更为明显。原始态碳化物分布1050℃均匀化退火+等温退火1050℃正火+等温球化退火四种退火处理使碳化物趋于均匀分布在基体上，其中以均匀化和正火处理的样品碳化物分布情况较为理想，评级为AS3及AS2级。900+780℃等温球化退火900℃球化退火原始态网状碳化物900℃球化退火900+780℃等温球化退火1050℃正火+等温球化退火1050℃均匀化退火+等温退火1050℃高温下，网状碳化物链得以消除。按标准GB/T1299-2000规定，网状碳化物评级不应该大于3级，故均匀化退火和正火试样合格。900℃球化退火900+780℃等温球化退火原始态1050℃正火+等温球化退火1050℃均匀化退火+等温退火碳化物球化程度在电镜下观察到，原始态中大量杆状和条状碳化物，四种退火工艺处理后，碳化物均有了一定程度的球化。100-200200-300300-400400-500500-600600-700700以上050100150200250300颗粒数/个碳化物颗粒直径/nm普通球化退火等温球化退火均匀化退火+等温球化退火正火+等温球化退火高温均匀化和正火处理的试样，小直径碳化物比较多，大约占总体积的50%，等温球化退火的试样700nm以上直径的碳化物数量达总体积的20%。30405060708090●▲▲◆◆◆◆◆◆◆▲▲◆◆◆◆◆▲◆◆Intensity2θ/°◆M23C6▲MC●M2C(a)30405060708090★●◆M23C6▲MC★M7C3●M2CIntensity2θ/°▲▲◆◆◆◆◆◆◆▲▲◆◆◆◆◆▲◆◆(b)30405060708090▲★★★★●★★★★★★★▲MC★M7C3●M2C▲★★★Intensity2θ/°(c)30405060708090★●★★★★★★★★★★★★▲MC★M7C3●M2CIntensity2θ/°▲▲(d)图3-104Cr5MoSiV钢经不同退火处理后碳化物的XRD图谱4Cr5MoSiV钢经不同退火处理后碳化物的XRD图谱(a)普通球化退火(b)等温球化退火(c)正火+等温球化退火(d)均匀化退火+等温球化退火H13钢在加工成模具的过程中，对硬度和切削性有一定的要求，退火后硬度应不超过HBW235。退火方式HBW普通球化退火174等温球化退火169均匀化退火+等温球化退火185正火+等温球化退火204四种退火工艺对材料的带状偏析起到改善，碳化物球化程度变高，硬度得到减小，提高了切削加工性能，为后续热处理提供了较好的组织。经正火+等温球化退火工艺处理的样品，带状偏析明显改善；网状碳化物链得以消除；碳化物球化程度较好；组织评级为AS2级；碳化物颗粒较小硬度相较于其他退火工艺要高；测得的硬度满足标准，也能满足切削加工的要求。3.2淬火+回火工艺对组织和性能的影响570℃×2590℃×2580℃×2570℃580℃590℃1050℃1030℃1040℃淬火+回火1030℃1040℃1050℃淬火温度/℃评级显微组织10302隐针和板条马氏体+残余奥氏体+碳化物10403板条马氏体+残余奥氏体+碳化物10503板条马氏体+残余奥氏体+碳化物——马氏体评级1030℃1040℃1050℃碳化物(白色)分布在马氏体上，随着淬火温度的升高，碳化物颗粒变小。加热温度越高，更多的碳化物分解，合金元素融入奥氏体，冷却后形成的马氏体中合金元素含量较高。——未溶碳化物形貌观察1030℃1040℃1050℃淬火温度/℃晶粒度10301010409.510509.5——晶粒度淬火温度1030℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次组织级别HS2HS3HS2HS7HS3HS9淬火温度1040℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次组织级别HS4HS8HS3HS5HS8HS9淬火温度1050℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次组织级别HS2HS8HS3HS8HS4HS9淬火温度1030℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次硬度HRC49.048.449.04747.446.7残余奥氏体5.64%4.33%5.26%3.73%4.63%3.14%淬火温度1040℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次硬度HRC49.348.148.747.447.346.3残余奥氏体6.03%4.43%5.87%3.96%4.77%3.71%淬火温度1050℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次硬度HRC49.748.649.247.849.147.4残余奥氏体7.51%5.46%7.31%5.22%6.08%4.90%淬火温度1030℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次抗拉强度/MPa130012361306121311931136延伸率/%9.0310.528.8810.729.3410.8淬火温度1040℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次抗拉强度/MPa135112671331120112091206延伸率/%8.389.137.6910.318.799.19淬火温度1050℃回火温度570℃580℃590℃回火次数一次二次一次二次一次二次抗拉