杜學蕓，楊帆，董仕營

山東能源重裝集團大族再制造有限公司 山東新泰 271222

1 序言

H13熱作模具鋼是一種過共析鋼，我國于20世紀80年代初引進的由美國開發(fā)的國外通用熱作模具鋼，國際標準化組織稱為40CrMoV5，國內對應鋼號為4Cr5MoSiV1，屬于中碳中合金熱作模具鋼的鉻系鋼種，具有較高的淬硬性、強度、韌性以及抗熱疲勞性能，是一種強韌兼?zhèn)涞臒嶙髂＞咪?，多用于熱鍛模、熱擠壓模，鋁、鋅、鎂等有色金屬的壓鑄模，以及較精密的塑料模具的制造[1]。H13鋼有良好的冷熱疲勞性，在工況溫度≤600℃時代替3Cr2W8V鋼，制造的模具壽命有顯著提升，因此在應用過程中己大量替代3Cr2W8V鋼。當H13鋼工況溫度升高到600℃左右時，在較高的服役強度下仍然能保持高韌性，但當使用溫度超過600℃時，H13鋼的熱強性欠佳，因此不適合壓鑄高熔點合金[2]。

H13鋼模具幾何結構復雜、使用頻次高、制作成本較高，堪稱“黑色黃金”。由于模具常規(guī)工況較為苛刻，因此需要承受高溫、高壓、冷熱沖擊、循壞載荷及沖蝕等。常見的失效形式主要有3種：①模腔熱蝕磨損：模腔內的高溫金屬對腔壁存在沖刷和腐蝕作用。②腔體尺寸磨損：模具應用過程中不可避免的機械應力和熱應力，會導致腔體尺寸變化。③疲勞斷裂：長期沖擊載荷和反復的加熱與冷卻而導致的斷裂和熱疲勞斷裂。由于不同工況條件下對模具性能要求有所差別，因此需要具備強度性能、韌性、耐磨性、抗熱疲勞性、化學穩(wěn)定性等特點[3]。為了提升H13鋼的使用可靠性，業(yè)內人士對H13鋼的熱處理方式、強化技術及制造方法進行了大量研究。除了對H13鋼進行熱處理，還可見傳統(tǒng)焊接、激光熔覆以及增材制造等處理技術。本文綜述了H13鋼的各類處理方法以及相關研究內容，以期對H13鋼的加工、強化及使用提供更為全面的操作指導。

2 H13鋼及相關熱處理工藝

H13鋼的傳統(tǒng)成形技術主要是鑄造和鍛造，零件成形后再采用熱處理技術提升鋼的性能。H13鋼（4Cr5MoSiV1）的化學成分及熱處理臨界點見表1。按照GB/T 1299—2000《合金工具鋼規(guī)定》，H13鋼供貨狀態(tài)為退火態(tài)，因此退火態(tài)的質量是衡量H13鋼質量的關鍵，檢測內容包括縱向帶狀偏析、球化退火組織均勻性和液析碳化物。相較于進口H13鋼，國產H13鋼的帶狀偏析較為嚴重，液析碳化物較多。H13鋼經鍛造后在860～890℃退火組織為球狀珠光體+少量碳化物[4]，即鐵素體上均勻分布球狀碳化物。

表1 H13鋼的元素組成及臨界點

熱處理是通過加熱、保溫、冷卻對鋼材表面及內部金相組織進行改變進而優(yōu)化鋼材性能的主要手段，對于H13熱作模具鋼來說，最常用的熱處理工藝有正火、退火、淬火、回火。孫振亞[5]以H13熱作模具鋼為研究對象，梳理了模具鋼的熱處理及其加工流程（見圖1），指出均勻化退火工藝可以消除H13電渣鋼錠內部的枝晶組織成分偏析與粗大第二相。由于4Cr5MoSiV1鋼中含有Cr、Mo、V等碳化物形成元素，所以熱處理對碳化物的數量及形態(tài)影響較大。圖2所示為H13鋼1030℃淬火后的組織形態(tài)，僅能看到馬氏體上分布的富V的MC結構的碳化物，淬火試樣經過兩次600℃回火后出現了MC、M6C、M23C6類型的碳化物[6]。劉靜安[7]采用1100℃固溶+770℃高溫回火和常規(guī)球化退火工藝對4Cr5MoSiV1鋼進行預處理，后進行同等條件的淬火和高溫回火處理，發(fā)現可以使帶狀碳化物全部消除，同時粗大碳化物的數量大大減少，雖然比常規(guī)球化退火組織中獲得的碳化物粒徑略大，但很好地改善了碳化物的分布形態(tài)。張青青[8]對4Cr5MoSiV1鋼進行(870±5)℃×3.5h、(550±5)℃×30m i n的分級退火，并在調質后進行深冷處理，檢測（650±3）℃下的高溫洛氏硬度、摩擦磨損性能，并在高頻感應加熱爐內進行單位面積氧化增重檢測，發(fā)現分級退火和深冷處理能有效提高H13熱作模具鋼的高溫硬度和耐高溫磨損性能。

圖1 H13熱作模具鋼制備加工流程[5]

圖2 H13鋼淬火、回火后的碳化物類型及形態(tài)[6]

H13鋼的液析碳化物一般定義為在鑄態(tài)組織中尺寸＞0.5μm的碳化物。受外力作用時H13鋼容易因液析碳化物的存在而產生裂紋，因此控制液析碳化物的數量和尺寸十分必要。毛明濤等[1]指出多邊形、長條形、塊狀及共晶的層片狀等多種形式存在的液析碳化物可相互依附生長，成相較為復雜。圖3所示為各種形貌的不同結構碳化物，對于鑄錠中的液析碳化物工業(yè)上一般采用1250℃以上的長時間高溫擴散加以消除。薛松等[9]對經過850℃+保溫2h的球化退火處理后的H13鋼的金相組織變化進行了研究，并通過萃取分離法將不同類型的碳化物保留下來進而定性、定量檢測了碳化物，所用H13鋼退火前組織基本為馬氏體和珠光體，而球化過程就是其中的碳化物析出再長大，碳化物的尺寸及分布狀態(tài)直接影響球化退火的效果。同時指出退火態(tài)的碳化物種類為MC、M6C、M7C3、M23C6，其中最主要結構為M7C3即（Cr，Fe)7C3。

圖3 各種形貌的不同結構的碳化物[1]

3 H13鋼的強化工藝研究

對于H13鋼的加工、修復、強化工藝，研究者們也進行了大量研究工作。毛東花[10]利用TIG 焊接方法焊接H13鋼，同時用熱處理工藝和電脈沖工藝進行后續(xù)處理。得到的焊接接頭組織為馬氏體+碳化物，且因為多層焊接的緣故，部分焊層區(qū)域出現回火馬氏體，調質后的焊接層組織為板條狀馬氏體+回火馬氏體+碳化物，經過瞬態(tài)高能電脈沖處理后，馬氏體晶粒尺寸變小，同時焊接接頭的硬度分布趨勢隨后處理時也變得均勻。曹洪鋼[11]采用半導體激光器進行了H13模具的強化及修復，激光掃描單道為淬火態(tài)，搭接區(qū)二次激光輻照后相當于淬火+回火處理，出現了部分回火馬氏體，局部硬度降低，但韌性提升。同時指出，淬火溫度1080℃時H13鋼的硬度達到最高，此時碳化物大量溶入基體，當溫度為1100℃時，由于碳化物的大量溶入會導致馬氏體粗大，淬火溫度＜1020℃時未淬硬區(qū)與淬硬區(qū)之間存有拉應力，容易產生微裂?；鼗饡r在500℃左右出現二次硬化現象，硬度值達到最高，但韌性最差。相關文獻[12]指出，成形模具鋼容易在集合結構復雜的尖端或者角部存在應力集中，最容易生成裂紋源成為失效起始點。葉四友[13]等在退火態(tài)H13鋼上激光熔覆H13合金粉末，對熔覆產生的氣孔、裂紋缺陷進行了分析，指出基體和粉末都要防止吸潮以免H元素導致氣孔，結晶過程中C形成的CO要得到有效逸出。裂紋的存在則是因為基體與涂層之間的溫度梯度大以及界面能的不合理變化導致，所以，需要采用合理的預熱機制和后處理機制。顧盛挺等[14]在H13鋼基體上采用不同TiC含量的H13-TiC復合粉末進行了激光熔覆，并獲得了復合涂層的應力應變曲線。發(fā)現添加TiC顆粒的H13涂層當達到屈服點之后，其非線性硬化效應非常明顯。毛星[15]設計了H13鋼表面使用的耐磨減磨材料SiC+MoS2/HD-1，采用激光熔覆技術制備了覆層，并將試樣進行了200℃×3h和560℃×3h回火處理，降低應力的同時減少了缺陷率，從而獲得了更為均勻的金相組織以及更為優(yōu)異的力學性能。

除了焊接、激光熔覆技術，工業(yè)生產中最常用的表面處理技術還有滲碳、滲硼、滲氮等方式，C、N、B等元素可以與H13模具鋼中的Cr、Mo等元素形成硬質相，進而提升模具表面的耐蝕、耐磨性能。楊浩鵬[3]采用表面納米化技術循環(huán)噴丸和稀土Ce催滲技術降低H13鋼化學熱處理溫度，通過滲硼技術對H13鋼進行低溫滲硼，指出在低溫固體滲硼時，由于溫度低及鐵素體的體心立方結構間隙小，C、Si不易擴散而保留在了硼化物層中，因此滲硼層前沿無C、Si含量增高現象，也就不同且優(yōu)于傳統(tǒng)高溫滲硼，不會在硼化物附近形成軟區(qū)。鄧德偉[16]對退火態(tài)的H13鋼進行1000℃×4h的深層滲碳處理，然后分別進行完全退火+淬火+回火、球化退火+淬火+回火，最終得到的滲碳層顯微組織未晶界分布著小塊狀碳化物的回火索氏體。不論是完全退火還是球化退火，其主要碳化物類型為Cr7C3，得益于H13鋼的Cr含量高而易于形成富Cr碳化物。同時由于滲碳的增碳使得組織中產生大量位錯纏結，所以通過位錯強化作用增強了H13鋼的強韌性和硬度。

另外，可以通過Nb/Ti 微合金化、凝固控制技術對H13鋼進行性能優(yōu)化。王明等[17]對H13鋼芯棒添加為wNb=0.06%進行研究，發(fā)現可以使H13鋼的主要液析碳化物類型從VC變成 (V，Nb)C，H13中的液析碳化物也明顯增多，加重了退火態(tài)的條帶偏析，導致鋼的整體韌性較低，且H13鋼的有效晶粒尺寸均勻性高于H13-Nb。

4 H13鋼的增材制造研究

增材制造（Additive Manufacturing，AM）屬于近凈成形，H13鋼熱作模具結構復雜、形式個性化，用增材制造技術實現模具整體構件成形能最大程度地解決傳統(tǒng)模具生產過程的工序冗繁、周期過長、成本極高的弊端。嚴凱[18]采用激光增材制造技術（Laser Metal Direct Forming，LMDF）制備了H13鋼，并對試樣進行了不同溫度的回火處理，然后在表面熔覆Ni/WC涂層進行表面性能提升。沉積態(tài)的試樣組織為馬氏體+殘留奧氏體+細小碳化物，非重熔區(qū)和重熔區(qū)的結構如圖4所示?；鼗疬^程中發(fā)生碳化物析出、殘留奧氏體分解、馬氏體部分轉向回火馬氏體。550℃回火析出的是大量富V碳化物，此時出現二次硬化現象，硬度值最高達600HV0.3，抗拉強度高達1928.2MPa；650℃回火硬度及抗拉強度都有所降低，但伸長率增大。

圖4 LMDF制造H13鋼的顯微結構[18]

SELCUK C[19]采用LMDF直接成形H13鋼零部件，抗拉強度達到1703MPa，屈服強度1462MPa，逼近鑄態(tài)抗拉強度及屈服強度值，這說明了采用激光增材制造技術進行整體構件成形熱作模具的可行性。TELASANG G[20]采用H13合金粉末對H13鋼材質的模具進行了表面增材修復，熔覆層與基體結合良好，獲得的顯微組織為細小的板條狀馬氏體、殘留奧氏體及碳化物，增材制造部分的抗拉強度和屈服強度達1712MPa、1425MPa，均高于H13原基體值，這是采用激光增材制造技術進行熱作模具鋼修復及制造的可行性證明。由于銅材料導熱性能良好，對降低多層增材制造過程中的熱量堆積有益處，所以吸引了研究者投入精力研究，如IMRAN MK[21]在銅基材上實現了激光增材制造H13鋼，其沖擊韌度較在銅基材上采用過渡層再沉積的H13鋼要低。

相比傳統(tǒng)鍛造技術，增材制造試樣的殘余應力是制約該項技術成形構件性能的一大因素。鄭東來[22]采用激光選區(qū)熔化（SLM）制備了接近全致密的H13鋼，屈服強度為1180MPa，抗拉強度為1581MPa，與鍛態(tài)基本一致。但顯微組織為鐵素體+馬氏體+殘留奧氏體+碳化物，較鍛造退火態(tài)的鐵素體+碳化物的物相更多。SLM成形件中存在較大的殘余應力，約為864MPa，當退火溫度650℃、保溫4h時可以降低92%的應力。當鋼中不存在應力時，同一{HKL}晶面族的面間距都相等（見圖5）；當鋼中存在應力時，則d發(fā)生變化，進而導致衍射峰的位置產生漂移。對于增材制造過程中的應力產生機理，相關文獻提出了“溫度梯度”理論[23]，即加熱過程中增材部分存在上層熱、下層冷的大溫度梯度，經過熱脹冷縮，上層膨脹因受壓制而產生壓應力，下層收縮因受限制而產生拉應力，除此以外，殘余應力的分布還受合金粉末性質、激光掃描策略、成形厚度和基材情況等影響。相關研究指出，增材制造的掃描策略合理規(guī)劃，可以有效降低溫度累積，進而降低成形應力；單層成形后再低功率掃描，可以有效降低殘余應力[24]；通過雙激光掃描在成形過程中實現即時退火，也可以有效降低殘余應力[25]。

注：d1～d5為晶面間距

與增材制造“近凈成形”相近的是“近終成形”，噴射成形即屬于近終成形，樣件成形后晶粒細小，組織均勻，無宏觀偏析，機械加工需求降低。劉建永[26]對噴射成形H13鋼熱鍛模沉積坯分析，金相組織主要由貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體組成，可見少量碳化物及夾雜物。張金祥[27]等用噴射成形制作了H13鋼，噴射沉積的H13鋼金相組織形態(tài)為等軸晶且無粗大碳化物，主要為過飽和鐵素體+奧氏體，同時存在部分孔隙。450℃的回火組織出現沿板條馬氏體方向析出的片狀滲碳體，隨著回火溫度的升高，碳化物溶解不顯著，在500℃時出現二次硬化。

5 結束語

H13熱作模具鋼憑借良好的高溫韌性，可以作為型腔溫度超過500℃的熱鍛模，也可以作為反復承受高溫擠壓、水冷降溫等急熱急冷的熱擠壓模和壓鑄模。H13鋼的質量和加工手段決定著模具的使用壽命，因此圍繞H13鋼展開性能優(yōu)化研究對模具行業(yè)意義重大。本文綜述了H13鋼及其相關熱處理工藝以及熱處理產生的組織結構轉變，概括了其加工、修復及強化的各種技術方法，總結了H13鋼增材制造的力學性能及應力消除辦法，期望為H13鋼的強化以及H13鋼熱作模具制造和應用提供理論支撐和參考。