热作模具钢淬火脆性的讨论

   淬火脆性是指淬火后材料韧性下降，导致晶间断裂。在热作模具钢中，如H13对这类钢的淬火脆性研究较少，尤其是机制研究。

   本文分析了热模钢碳化物的沉淀和贝氏体对脆性的影响，探讨了热模钢淬火脆性的主要机制。

01

实验方法

1.1 模具钢气淬

   模具钢采用真空高压氮气淬火炉进行气淬处理（6bar气压下)，牌号为1.2344和1.2365mod将两个较大的模块放置在两个较大的模块中P20模块间(图1)400mm。

Fig.1 a）材料和热电偶示意图 b）试样模块的图片 c）热电偶放置图

1.2 冲击韧性和硬度试验

   马弗炉对15×15×20mm加热后的小样品进行油淬，其快速冷却曲线如图所示2a所示，并与慢冷曲线进行对比。

   然后淬火试样600-630℃回火两次，每次调整硬度2小时45HRC左右，然后根据ISO标准，加工成V2类型缺口冲击样品。

   采用 15 J 冲击韧性和硬度测试采用冲击锤和显微硬度计。

Fig.2 a）模块冷却曲线  b）1.2365mod冷却曲线图

1.3 制备不同淬火冷却条件的样品

   采用热膨胀仪对膨胀样品进行0.2mm不同冷速下淬火试验缺口的微冲击试样。具体工艺为奥氏体化试样(加热速度为0.3℃/s，加热到1020℃后保温30min），然后冷却四种不同的冷却条件(图)2b），两次回火。四种冷却条件是：

典型的工业模具钢模块冷却速度恒定0.2℃/s。

实验室样品快速淬火冷却速度恒定5℃/s。

快速冷却全贝氏体（5℃/s）至500℃保温2600s等温相变，然后慢慢冷却（0.2℃/s）得到。

全碳化物通过慢冷到达800℃（0.2℃/s），然后快冷（5℃/s）得到。

   在50℃保温10min回火两次(加热速度为0.3℃/s，每次保温2小时，冷却速度为1℃/s）获得相似的使用硬度。1.2344，回火温度为590℃-610℃，硬度为44HRC左右。对于1.2365mod，回火温度为610℃-625℃，硬度为48HRC左右。

1.4 微组织表征

   用光学显微镜观察样品(腐蚀剂:3%硝酸酒精)。

02

实验结果

2.1 硬度和冲击韧性

   模块高压氮淬火结果如图3所示。对于不同的冷却条件，硬度速度影响较大。

  油淬微尺寸试样冲击韧性均高于20J/cm2，模块上切割的样品冲击韧性明显较小，1.2365mod钢的韧性下降更为明显。此外，从模块表面取出的样品的冲击韧性高于从心脏取出的样品。通过断裂分析，所有样品均为解理断裂，未发现沿晶体断裂。

Fig.3 a）2不同冷却条件下种钢的硬度 b）冲击韧性

2.2 热膨胀曲线

  通过膨胀仪测量1.2365 mod如图4所示。

  5℃/s冷速下(实验室样品)Ms点为310℃。在0.2℃/s马氏体和贝氏体的混合组织可以在冷速下观察到(工业样品)Bs温度为325℃，Ms温度为260℃。在全贝氏体冷却条件下，贝氏体转换温度Bs为320℃，马氏体转换温度Ms为250℃。在碳化物冷却条件下，试样Ms点为310℃。

Fig.4 1.2365 mod不同热处理条件下的膨胀曲线

2.3 微观组

    图5是不同冷却条件下的四种微组织。5a中，全马氏体组织采用快速冷却试样。工业试样(图)慢速冷却5b）腐蚀区域较暗，可能与显微组织中的贝氏体组织有关，奥氏体晶界可以清晰地看到。5d晶界的腐蚀不够清晰，组织中出现了大量的碳化物。在全贝氏体冷却条件下，组织中出现了贝氏体板条组织(图5c）。

   全贝氏体冷却条件下的分级淬火得到了预期的马氏体和贝氏体组织，与工业样品有相似的组织，但没有明显的晶体边界。只有碳化物样品的晶体边界明显，全马氏体组织。

Fig.5 金相组织在不同淬火冷却条件下的金相组织

2.4 冲击实验

   对比两种钢在不同冷却条件下的微冲击试验结果如图6所示.

  微冲击样品在膨胀仪中淬火。1.2365mod钢、快速冷却（实验室样品）和慢速冷却（工业样品）的冲击韧性有显著差异。碳化物在淬火初始慢冷过程中的沉淀对韧性的影响远远大于贝氏体的形成。在全贝氏体条件下，韧性值下降约15%，全碳化物韧性下降45%。

Fig.6  a）1.2365 mod和 b） 1.2344冲击韧性在不同的冷却条件下

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结论

    热模具钢淬火脆性的主要原因是碳化物火缓慢冷却过程中，碳化物优先在奥氏体晶体边界沉淀，导致冲击韧性显著降低，是贝氏体组织对韧性影响的几倍。如果将磷与奥氏体晶体边界的偏析结合起来，脆性效应到加强，并导致晶体间断裂。

翻译转载来源：

Rafael A. Mesquita ,Reinhold S. E. Schneider ,Renato Logiudice ,Joao

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