H13热作模具钢的强化处理及增材制造研究

杜学芸，杨帆，董仕营

山东能源重装集团大族再制造有限公司 山东新泰 271222

1 序言

H13热作模具钢是一种过共析钢，我国于20世纪80年代初引进的由美国开发的国外通用热作模具钢，国际标准化组织称为40CrMoV5，国内对应钢号为4Cr5MoSiV1，属于中碳中合金热作模具钢的铬系钢种，具有较高的淬硬性、强度、韧性以及抗热疲劳性能，是一种强韧兼备的热作模具钢，多用于热锻模、热挤压模，铝、锌、镁等有色金属的压铸模，以及较精密的塑料模具的制造[1]。H13钢有良好的冷热疲劳性，在工况温度≤600℃时代替3Cr2W8V钢，制造的模具寿命有显著提升，因此在应用过程中己大量替代3Cr2W8V钢。当H13钢工况温度升高到600℃左右时，在较高的服役强度下仍然能保持高韧性，但当使用温度超过600℃时，H13钢的热强性欠佳，因此不适合压铸高熔点合金[2]。

H13钢模具几何结构复杂、使用频次高、制作成本较高，堪称“黑色黄金”。由于模具常规工况较为苛刻，因此需要承受高温、高压、冷热冲击、循坏载荷及冲蚀等。常见的失效形式主要有3种：①模腔热蚀磨损：模腔内的高温金属对腔壁存在冲刷和腐蚀作用。②腔体尺寸磨损：模具应用过程中不可避免的机械应力和热应力，会导致腔体尺寸变化。③疲劳断裂：长期冲击载荷和反复的加热与冷却而导致的断裂和热疲劳断裂。由于不同工况条件下对模具性能要求有所差别，因此需要具备强度性能、韧性、耐磨性、抗热疲劳性、化学稳定性等特点[3]。为了提升H13钢的使用可靠性，业内人士对H13钢的热处理方式、强化技术及制造方法进行了大量研究。除了对H13钢进行热处理，还可见传统焊接、激光熔覆以及增材制造等处理技术。本文综述了H13钢的各类处理方法以及相关研究内容，以期对H13钢的加工、强化及使用提供更为全面的操作指导。

2 H13钢及相关热处理工艺

H13钢的传统成形技术主要是铸造和锻造，零件成形后再采用热处理技术提升钢的性能。H13钢（4Cr5MoSiV1）的化学成分及热处理临界点见表1。按照GB/T 1299—2000《合金工具钢规定》，H13钢供货状态为退火态，因此退火态的质量是衡量H13钢质量的关键，检测内容包括纵向带状偏析、球化退火组织均匀性和液析碳化物。相较于进口H13钢，国产H13钢的带状偏析较为严重，液析碳化物较多。H13钢经锻造后在860～890℃退火组织为球状珠光体+少量碳化物[4]，即铁素体上均匀分布球状碳化物。

表1 H13钢的元素组成及临界点

热处理是通过加热、保温、冷却对钢材表面及内部金相组织进行改变进而优化钢材性能的主要手段，对于H13热作模具钢来说，最常用的热处理工艺有正火、退火、淬火、回火。孙振亚[5]以H13热作模具钢为研究对象，梳理了模具钢的热处理及其加工流程（见图1），指出均匀化退火工艺可以消除H13电渣钢锭内部的枝晶组织成分偏析与粗大第二相。由于4Cr5MoSiV1钢中含有Cr、Mo、V等碳化物形成元素，所以热处理对碳化物的数量及形态影响较大。图2所示为H13钢1030℃淬火后的组织形态，仅能看到马氏体上分布的富V的MC结构的碳化物，淬火试样经过两次600℃回火后出现了MC、M6C、M23C6类型的碳化物[6]。刘静安[7]采用1100℃固溶+770℃高温回火和常规球化退火工艺对4Cr5MoSiV1钢进行预处理，后进行同等条件的淬火和高温回火处理，发现可以使带状碳化物全部消除，同时粗大碳化物的数量大大减少，虽然比常规球化退火组织中获得的碳化物粒径略大，但很好地改善了碳化物的分布形态。张青青[8]对4Cr5MoSiV1钢进行(870±5)℃×3.5h、(550±5)℃×30m i n的分级退火，并在调质后进行深冷处理，检测（650±3）℃下的高温洛氏硬度、摩擦磨损性能，并在高频感应加热炉内进行单位面积氧化增重检测，发现分级退火和深冷处理能有效提高H13热作模具钢的高温硬度和耐高温磨损性能。

图1 H13热作模具钢制备加工流程[5]

图2 H13钢淬火、回火后的碳化物类型及形态[6]

H13钢的液析碳化物一般定义为在铸态组织中尺寸＞0.5μm的碳化物。受外力作用时H13钢容易因液析碳化物的存在而产生裂纹，因此控制液析碳化物的数量和尺寸十分必要。毛明涛等[1]指出多边形、长条形、块状及共晶的层片状等多种形式存在的液析碳化物可相互依附生长，成相较为复杂。图3所示为各种形貌的不同结构碳化物，对于铸锭中的液析碳化物工业上一般采用1250℃以上的长时间高温扩散加以消除。薛松等[9]对经过850℃+保温2h的球化退火处理后的H13钢的金相组织变化进行了研究，并通过萃取分离法将不同类型的碳化物保留下来进而定性、定量检测了碳化物，所用H13钢退火前组织基本为马氏体和珠光体，而球化过程就是其中的碳化物析出再长大，碳化物的尺寸及分布状态直接影响球化退火的效果。同时指出退火态的碳化物种类为MC、M6C、M7C3、M23C6，其中最主要结构为M7C3即（Cr，Fe)7C3。

图3 各种形貌的不同结构的碳化物[1]

3 H13钢的强化工艺研究

对于H13钢的加工、修复、强化工艺，研究者们也进行了大量研究工作。毛东花[10]利用TIG 焊接方法焊接H13钢，同时用热处理工艺和电脉冲工艺进行后续处理。得到的焊接接头组织为马氏体+碳化物，且因为多层焊接的缘故，部分焊层区域出现回火马氏体，调质后的焊接层组织为板条状马氏体+回火马氏体+碳化物，经过瞬态高能电脉冲处理后，马氏体晶粒尺寸变小，同时焊接接头的硬度分布趋势随后处理时也变得均匀。曹洪钢[11]采用半导体激光器进行了H13模具的强化及修复，激光扫描单道为淬火态，搭接区二次激光辐照后相当于淬火+回火处理，出现了部分回火马氏体，局部硬度降低，但韧性提升。同时指出，淬火温度1080℃时H13钢的硬度达到最高，此时碳化物大量溶入基体，当温度为1100℃时，由于碳化物的大量溶入会导致马氏体粗大，淬火温度＜1020℃时未淬硬区与淬硬区之间存有拉应力，容易产生微裂。回火时在500℃左右出现二次硬化现象，硬度值达到最高，但韧性最差。相关文献[12]指出，成形模具钢容易在集合结构复杂的尖端或者角部存在应力集中，最容易生成裂纹源成为失效起始点。叶四友[13]等在退火态H13钢上激光熔覆H13合金粉末，对熔覆产生的气孔、裂纹缺陷进行了分析，指出基体和粉末都要防止吸潮以免H元素导致气孔，结晶过程中C形成的CO要得到有效逸出。裂纹的存在则是因为基体与涂层之间的温度梯度大以及界面能的不合理变化导致，所以，需要采用合理的预热机制和后处理机制。顾盛挺等[14]在H13钢基体上采用不同TiC含量的H13-TiC复合粉末进行了激光熔覆，并获得了复合涂层的应力应变曲线。发现添加TiC颗粒的H13涂层当达到屈服点之后，其非线性硬化效应非常明显。毛星[15]设计了H13钢表面使用的耐磨减磨材料SiC+MoS2/HD-1，采用激光熔覆技术制备了覆层，并将试样进行了200℃×3h和560℃×3h回火处理，降低应力的同时减少了缺陷率，从而获得了更为均匀的金相组织以及更为优异的力学性能。

除了焊接、激光熔覆技术，工业生产中最常用的表面处理技术还有渗碳、渗硼、渗氮等方式，C、N、B等元素可以与H13模具钢中的Cr、Mo等元素形成硬质相，进而提升模具表面的耐蚀、耐磨性能。杨浩鹏[3]采用表面纳米化技术循环喷丸和稀土Ce催渗技术降低H13钢化学热处理温度，通过渗硼技术对H13钢进行低温渗硼，指出在低温固体渗硼时，由于温度低及铁素体的体心立方结构间隙小，C、Si不易扩散而保留在了硼化物层中，因此渗硼层前沿无C、Si含量增高现象，也就不同且优于传统高温渗硼，不会在硼化物附近形成软区。邓德伟[16]对退火态的H13钢进行1000℃×4h的深层渗碳处理，然后分别进行完全退火+淬火+回火、球化退火+淬火+回火，最终得到的渗碳层显微组织未晶界分布着小块状碳化物的回火索氏体。不论是完全退火还是球化退火，其主要碳化物类型为Cr7C3，得益于H13钢的Cr含量高而易于形成富Cr碳化物。同时由于渗碳的增碳使得组织中产生大量位错缠结，所以通过位错强化作用增强了H13钢的强韧性和硬度。

另外，可以通过Nb/Ti 微合金化、凝固控制技术对H13钢进行性能优化。王明等[17]对H13钢芯棒添加为wNb=0.06%进行研究，发现可以使H13钢的主要液析碳化物类型从VC变成 (V，Nb)C，H13中的液析碳化物也明显增多，加重了退火态的条带偏析，导致钢的整体韧性较低，且H13钢的有效晶粒尺寸均匀性高于H13-Nb。

4 H13钢的增材制造研究

增材制造（Additive Manufacturing，AM）属于近净成形，H13钢热作模具结构复杂、形式个性化，用增材制造技术实现模具整体构件成形能最大程度地解决传统模具生产过程的工序冗繁、周期过长、成本极高的弊端。严凯[18]采用激光增材制造技术（Laser Metal Direct Forming，LMDF）制备了H13钢，并对试样进行了不同温度的回火处理，然后在表面熔覆Ni/WC涂层进行表面性能提升。沉积态的试样组织为马氏体+残留奥氏体+细小碳化物，非重熔区和重熔区的结构如图4所示。回火过程中发生碳化物析出、残留奥氏体分解、马氏体部分转向回火马氏体。550℃回火析出的是大量富V碳化物，此时出现二次硬化现象，硬度值最高达600HV0.3，抗拉强度高达1928.2MPa；650℃回火硬度及抗拉强度都有所降低，但伸长率增大。

图4 LMDF制造H13钢的显微结构[18]

SELCUK C[19]采用LMDF直接成形H13钢零部件，抗拉强度达到1703MPa，屈服强度1462MPa，逼近铸态抗拉强度及屈服强度值，这说明了采用激光增材制造技术进行整体构件成形热作模具的可行性。TELASANG G[20]采用H13合金粉末对H13钢材质的模具进行了表面增材修复，熔覆层与基体结合良好，获得的显微组织为细小的板条状马氏体、残留奥氏体及碳化物，增材制造部分的抗拉强度和屈服强度达1712MPa、1425MPa，均高于H13原基体值，这是采用激光增材制造技术进行热作模具钢修复及制造的可行性证明。由于铜材料导热性能良好，对降低多层增材制造过程中的热量堆积有益处，所以吸引了研究者投入精力研究，如IMRAN MK[21]在铜基材上实现了激光增材制造H13钢，其冲击韧度较在铜基材上采用过渡层再沉积的H13钢要低。

相比传统锻造技术，增材制造试样的残余应力是制约该项技术成形构件性能的一大因素。郑东来[22]采用激光选区熔化（SLM）制备了接近全致密的H13钢，屈服强度为1180MPa，抗拉强度为1581MPa，与锻态基本一致。但显微组织为铁素体+马氏体+残留奥氏体+碳化物，较锻造退火态的铁素体+碳化物的物相更多。SLM成形件中存在较大的残余应力，约为864MPa，当退火温度650℃、保温4h时可以降低92%的应力。当钢中不存在应力时，同一{HKL}晶面族的面间距都相等（见图5）；当钢中存在应力时，则d发生变化，进而导致衍射峰的位置产生漂移。对于增材制造过程中的应力产生机理，相关文献提出了“温度梯度”理论[23]，即加热过程中增材部分存在上层热、下层冷的大温度梯度，经过热胀冷缩，上层膨胀因受压制而产生压应力，下层收缩因受限制而产生拉应力，除此以外，残余应力的分布还受合金粉末性质、激光扫描策略、成形厚度和基材情况等影响。相关研究指出，增材制造的扫描策略合理规划，可以有效降低温度累积，进而降低成形应力；单层成形后再低功率扫描，可以有效降低残余应力[24]；通过双激光扫描在成形过程中实现即时退火，也可以有效降低残余应力[25]。

注：d1～d5为晶面间距

与增材制造“近净成形”相近的是“近终成形”，喷射成形即属于近终成形，样件成形后晶粒细小，组织均匀，无宏观偏析，机械加工需求降低。刘建永[26]对喷射成形H13钢热锻模沉积坯分析，金相组织主要由贝氏体、马氏体、残留奥氏体组成，可见少量碳化物及夹杂物。张金祥[27]等用喷射成形制作了H13钢，喷射沉积的H13钢金相组织形态为等轴晶且无粗大碳化物，主要为过饱和铁素体+奥氏体，同时存在部分孔隙。450℃的回火组织出现沿板条马氏体方向析出的片状渗碳体，随着回火温度的升高，碳化物溶解不显著，在500℃时出现二次硬化。

5 结束语

H13热作模具钢凭借良好的高温韧性，可以作为型腔温度超过500℃的热锻模，也可以作为反复承受高温挤压、水冷降温等急热急冷的热挤压模和压铸模。H13钢的质量和加工手段决定着模具的使用寿命，因此围绕H13钢展开性能优化研究对模具行业意义重大。本文综述了H13钢及其相关热处理工艺以及热处理产生的组织结构转变，概括了其加工、修复及强化的各种技术方法，总结了H13钢增材制造的力学性能及应力消除办法，期望为H13钢的强化以及H13钢热作模具制造和应用提供理论支撑和参考。