本文析了 H13 鋼退火組織中鏈狀碳化物的分布特點，對 H13 鋼進行不同工藝的固溶處理+球化等溫退火，研究了固溶處理對 H13 鋼鏈狀碳化物的溶解情況及退火組織均勻性的影響。研究表明，固溶處理可明顯改善 H13 鋼退火組織中的碳化物偏析，消除鏈狀碳化物，提高碳化物的球化率及分布均勻性。在一定溫度范圍內，隨固溶溫度升高，退火組織越均勻。經 1050 ℃固溶處理后，H13 鋼退火組織達到 NADCA# 207-2003 標準中的 AS6 級，球化效果良好，獲得了碳化物彌散均勻的粒狀珠光體組織。
H13 鋼是一種使用溫度在 600℃以下的中碳中鉻熱作模具鋼，因其具有高強韌性、高耐磨性、良好的抗熱疲勞性和鏡面拋光性等諸多優點， 被廣泛用于高壓壓鑄模、熱擠壓模和塑膠模具的生產制造[1-3]。隨著機械制造業的蓬勃發展， 成型模具的工況條件愈加嚴苛，對模具材料的純凈度、組織均勻性及力學性能提出了更高要求。H13 鋼中含有 8%的合金元素， 由于選分結晶， 鑄態組織中存在嚴重的枝晶偏析，并在晶界處聚集塊狀高熔點、高硬度的液析碳化物， 導致在后續生產過程中易出現碳化物偏析和帶狀組織等問題，嚴重影響 H13 鋼的力學性能。
退火態是 H13 鋼的供貨組織狀態，其退火組織優劣直接影響材料的使用性能。與進口 H13 鋼相 比，國產 H13 鋼仍存在一些質量差距，退火質量問題主要表現為碳化物尺寸不均、 圓整度差及分布不均勻等。其中，鏈狀碳化物是 H13 鋼退火組織中較為常見且危害較大的一種組織缺陷， 沿晶分布的碳化物將顯著降低材料的沖擊韌性和耐磨性， 造成模具型腔邊緣或局部塌陷，出現早期失效[4]。為此，通 過合理的熱處理工藝，有效消除 H13 鋼退火組織中的鏈狀碳化物，獲得碳化物細小、均勻的退火組織，對提高材料力學性能和模具使用壽命均具有重要的現實意義。
1 試驗材料與方法
試驗料取自某廠經非真空+電渣重熔生產的 H13鋼退火鍛材（準100mm），化學成分見表 1。在鍛材心部截取 4 個熱處理試樣，試樣尺寸為 20mm×20 mm×30mm。首先取 1 個試樣觀察退火鍛材的顯微組織，再取另外 3 個試樣分別進行 1000、1050 和 1100℃，保溫30min 的固溶處理， 之后將這 4 個試樣一同進行 870℃保溫 2 h 的球化等溫退火， 以 30 ℃/ h 冷速冷至720℃，保溫 4h 后隨爐冷卻至500℃，出爐空冷。
熱處理試樣經研磨拋光后， 用 4%硝酸酒精溶液侵蝕， 采用 Axio Observer A1m 型蔡司顯微鏡和Ultra 55 場發射掃描電子顯微鏡進行顯微組織觀察和分析。采用 EPMA1720 型電子探針測定鏈狀碳化物區域的元素偏析情況。按 NADCA# 207-2003 標準 評定退火組織級別。
2 試驗結果與討論
2.1 鍛材退火組織
圖 1 為 H13 鋼鍛材退火組織。由圖 1（a）可以看 出，退火組織為碳化物分布不均勻的粒狀珠光體，顏色較深位置為碳化物聚集區域，碳化物數量較多、尺寸細??；顏色較淺位置為碳化物貧化區，其碳化物尺寸較大，且沿晶呈鏈狀分布。由圖 1（b）可觀察到，沿晶分布的鏈狀碳化物形貌呈條片狀， 尺寸范圍約為3～5μm，局部區域出現鏈狀碳化物的閉合網絡；其余位置的碳化物呈大小不一的顆粒狀， 且分布更為彌散均勻。按 NADCA# 207-2003 標準可評定該退火組織為 AS16 級，屬不合格級別。對鏈狀碳化物區域進行 EPMA 電子探針分析，其面掃描圖像如圖 2 所 示。沿晶的鏈狀碳化物中主要為 Cr 和 Mo 的碳化物富集。研究表明，H13 鋼退火組織中 Cr 和 Mo 的碳 化物主要以 M23C6 和 M6C 形式存在[5-6]。
2.2 固溶溫度對鏈狀碳化物消除的影響
鏈狀碳化物是碳化物分布極不均勻的表現。要去除退火組織中已存在的鏈狀碳化物， 必須將材料加熱到能將沿晶分布的鏈狀碳化物溶解的溫度，使二次碳化物發生回溶、擴散、再分配，從而提高碳化物分布均勻性[7]。圖 3 為 H13 鋼在不同固溶溫度下保溫 30min 后的顯微組織。由圖 3 可以看出，固溶溫度為 1000℃時，個別細小、斷續的鏈狀碳化物得到充分溶解，而大部分粗化、連續的鏈狀碳化物僅發生初期的分斷和細化， 沿原奧氏體晶界呈鏈狀分布的碳化物輪廓依然清晰。在鏈狀碳化物聚集區內，存在大量的大顆粒、條片狀碳化物，與基體中回溶再析出的細小彌散碳化物相比， 其尺寸及分布均勻性均有較大差異。固溶溫度升高至 1050℃時，鏈狀碳化物溶解量顯著增加，剩余的沿晶碳化物均呈斷續、顆粒狀，尺寸與基體上的彌散碳化物相差不大，碳化物的尺寸及分布均勻性顯著提升。固溶溫度繼續升高至 1100℃時， 組織為晶粒尺寸不均勻的板條馬氏體，此時，鏈狀碳化物已完全回溶，細小的點狀碳化物彌散分布在基體中，碳化物分布均勻性最高，但缺少碳化物在晶界的釘扎作用， 個別晶粒優先長大出現輕微的混晶組織，使組織均勻性略有下降。
分析不同固 溶溫度對鏈 狀碳化物溶 解情 況 可知，在 1000～1100℃溫度范圍內，隨固溶溫度升高，碳化物溶解量逐漸增加，鏈狀碳化物分斷、細化過程越徹底。究其原因， 高溫固溶大幅提高了 Cr23C6 和 Mo6C 的溶解度，促使沿晶分布的短棒狀、條片狀碳化物尖角不斷溶解， 晶界殘留碳化物的尺寸和數量逐漸減少，直至全部回溶。根據第二相在鋼中的平衡溶解度理論， 固溶溫度越高，Cr、Mo 等元素在基體中的固溶量越大，析出的二次碳化物數量越少、尺寸越小。隨后采用空冷方式冷卻，抑制二次碳化物的沿晶析出， 從而同時提高碳化物尺寸及分布的均勻性[8-9]。
2.3 固溶溫度對球化退火組織的影響
H13 鋼退火組織的優劣受諸多因素影響。球化前的組織狀態及組織均勻性對球化退火處理時碳化物的球化過程影響較大。原始組織為馬氏體或貝氏體時， 球化過程是碳化物從非平衡組織的基體中析出、長大過程；原始組織為珠光體時，球化過程是短棒狀或條片狀碳化物溶斷、擴散沉積過程[10-11]。試驗 鋼經固溶處理后，顯微組織為板條馬氏體。固溶溫度不同，馬氏體基體上分布的二次碳化物數量、尺寸及分布情況均有差異， 這部分未溶碳化物在后續球化退火過程中可作為形核質點，促使碳化物快速球化。
圖 4 為 H13 鋼不同固溶工藝處理+球化退火的顯微組織。由圖 4（a）可看出，試驗鋼經直接球化退火，退火組織中的鏈狀碳化物數量減少、鏈狀長度縮短， 其 聚 集 區 域 呈 孤 立 不 連 續 分 布， 按 NADCA#207-2003 標準可評為 AS11 級。相比于原始退火組織，碳化物分布均勻性雖有提高，但仍屬于不合格級別。究其原因是在 870℃的球化退火溫度下，碳化物溶解度較低，鏈狀碳化物溶解量有限。另外，在界面能的影響下， 沿晶分布的條片狀碳化物尖角不斷溶解，并通過碳原子擴散使自身趨于球化，這一過程改變了晶界處的碳化物形態， 但對碳化物的分布狀態影響較小，不能從根本上解決碳化物沿晶分布問題。觀察圖 4（b）～（d）可知，經不同溫度的固溶處理后，退火組織中鏈狀碳化物完全消除， 組織均勻性顯著提高，其退火級別分別為 AS9、AS6 和 AS5 級，均屬 合格的退火組織。由此可見，通過固溶處理獲得不平衡的馬氏體組織，改變二次球化退火的原始組織，是消除退火組織中鏈狀碳化物的主要原因。在 1000～1100℃的溫度范圍內，隨固溶溫度提升，退火組織均勻性和退火級別不斷提高。在 1000～1050℃較低的溫度范圍內，固溶溫度對退火組織級別影響較大；當固溶溫度≥1050℃時，退火組織中碳化物均勻性較高，固溶溫度升高時，退火組織級別變化不明顯。同 時，考慮到高溫固溶易造成晶粒粗大和混晶組織，且能耗較高，確定 1050℃為本試驗條件下的最佳固溶溫度。
3 結論
（1） H13 鋼鍛材經緩冷退火處理后， 退火組織中碳化物的尺寸及分布均勻性較差，球化不完全，在奧氏體晶界處存在大量條片狀的鏈狀碳化物， 鏈狀碳化物相為 Cr23C6 和 Mo6C。
（2） 固溶處理可明顯改善 H13 鋼退火組織中的碳化物偏析，消除鏈狀碳化物，提高后序球化退火組織中碳化物的球化率及分布均勻性。在一定溫度范圍內，隨固溶溫度升高，球化退火組織越均勻。
（3） 當固溶溫度＜1050℃時， 隨著固溶溫度的升高，球化退火組織級別明顯提高；固溶溫度≥1050℃時，球化退火組織中碳化物均勻性較高，固溶溫度對球化退火組織級別的影響較小?？紤]到高溫固溶易造成晶粒粗大和混晶組織， 且能耗 較高， 確定1050℃為本試驗條件下的最佳固溶溫度。
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