对于热作模具钢，提出了要经过退火而得到马氏体组织，但对于大型工具由于冷却速度缓慢而产生贝氏体组织。上贝茵体的形成会导致韧性的降低，这是通过碳化物在奥氏体晶界前缘优先析出造成的。为满足长寿命和优质工具的现代需要，希望通过微观控制来确保韧性。为了弄清奥氏体化后冷却速度对显微组织特别是对贝氏体晶粒度大小、碳化物析出与扩散以及对工具钢韧性等方面的影响，进行了这方面的研究和分析。

一般来说，热作模具的损坏要经过如下阶段：一是表面出现诸如热裂一类的微裂纹；二是在热应力和工作应力循环载荷期间裂纹向内扩展；三是随裂纹扩展到一临界深度时出现最终断裂。

为改善AISI H13、H10、H19等热作模具钢的韧性，本文对经过不同冷却速度淬火并回火的工具钢显微组织进行了观察分析，探讨了伴随冷却速度的降低上贝茵体的发展、钢的显微组织变化规律，研究了基体中微细碳化物的密度和残余碳化物粒度的对应关系。

1 材料与试验程序

AISI H13、H10、H19钢试样的化学成分见表1。

这些钢经电弧炉冶炼后铸成钢锭。这些钢锭按大于6的锻比热锻成表1给定的尺寸，然后在850℃退火。试样是在热锻材料的中心到方角或表面之间部位切取，其坐标与纵向平行。

通过显微组织观测和对尺寸变化及硬度的测量，就H13、H10在1200℃奥氏体化、H19在1140℃奥氏体化后在不同冷却速度下贝氏体的形成进行了研究。根据半温期（“H·T·T”）确定了冷却速度。所谓半温期是由奥氏体化温度冷却到室温这段温度差中间值的温度所用的时间，也就是说，有些试样激冷到500℃，然后再以不同速度冷却到室温，这是为了抑制碳化物从基体中析出。借助电子显微镜和X射线衍射仪对淬火和回火试样的碳化物进行了检验。

经不同冷却速度淬火并回火，其硬度值为HRC44的试样，在平面应变断裂韧性K_1c、疲劳裂纹扩散速率、夏比冲击值、V型缺口夏比试验脆性转变温度等方面进行了测定。

采用30mm宽的标准试样进行了平面应变断裂韧性试验，进行了两种类型的疲劳试验。

1）使用平面应变断裂韧性试验的同一类试样的疲劳裂纹扩展试验；采用疲劳预裂纹，该裂纹是以每秒5周的频率，550-20kg变换载荷循环拉伸期间随之产生的。

2）旋转弯曲疲劳试验，采用φ10mm的光滑试样，以3000周/秒的速度旋转，从而得到S-N曲线。

按照JISZ2202 No.3标准，使用U型缺口试样进行夏比冲击试验。使用ASTMA307试样，在20-300℃温度范围内进行了夏比脆性转变试验。

采用X射线衍射法测定了残余奥氏体的百分含量。采用映射分析测定了残余碳化物的含量和尺寸。

2 试验结果

2.1 连续冷却期间H13钢的贝氏体转变

H13试样奥氏体化后以不同冷却速度冷却的显微组织是不同的。按ASTM No.8计算了原始奥氏体晶粒的平均尺寸。残余碳化物的百分比是0.51%，晶粒尺寸是0.35μm。

油冷淬火产生均一的马氏体组织。以H·T·T为15min的冷却速度下出现上贝茵体，它比马氏体具有更大的板条状。在H·T·T为20min时上贝茵体百分含量为30%-40%。以H·T·T为30min冷却时，上贝茵体增加到50%-60%，同时影响与断裂面尺寸有关的晶粒尺寸。虽然板条马氏体平均宽度仍在0.2μm，但它随贝茵体冷却速度的降低而增加，当H·T·T在15min和30min时宽度为0.4μm和0.5μm。

以H·T·T为 60min冷却后上贝茵体含量为70%。油冷后的残余奥氏体为5%，以H·T·T 为60min冷却后的残余奥氏体为14%。

快冷到500℃后再以不同速度冷却也产生了不同的显微组织。以每小时300℃的速度冷却可出现板条状上贝茵体。以每小时100℃的速度冷却使贝茵体增加到70%以上，并且对晶粒尺寸和残余奥氏体含量产生影响，同时使贝茵体形态变为颗粒状。以每小时100-300℃的速度冷却后看到了少量的下贝茵体。平均ASTM晶粒尺寸是H10钢为8.5、H19钢为8.0，H10和H19钢的残余碳化物含量为0.95%和2.1%，其颗粒尺寸分别是0.50μm和0.59μm。

2.2 冷却速度对碳化物的析出和集聚的影响

试样分二次回火，第一阶段是（610-620）℃×1.5h，第二阶段是（580-590）℃×1.5h。快冷到500℃后，由于H·T·T低于15min，同时低于每小时300℃速度冷却，所形成的板条状贝氏体组织其板条比由油淬所得到的马氏体板条还宽。这就减少了碳化物析出的位置，从而导致沿贝茵体晶界碳化物的粗化和集聚。以30min H·T·T每小时30-300℃的速度冷却到500℃以下产生500A的微细分布的碳化物。以40-60minH·T·T每小时300℃和100℃间的速度从500℃冷却，使碳化物沿原奥氏体和贝氏体晶界优先析出。

通过X射线和电子衍射测定经油冷或30minH·T·T后在400-700℃回火所形成的碳化物。油淬并在500℃回火的试样上看到类似棒状M3C型碳化物的析出和集聚。在600℃和650℃间回火发现了由M3C型碳化物转变的一些棒状或集聚的颗粒状M7C₃型碳化物。在30minH·T·T冷却，500℃以下回火期间没有发现上贝茵体中M3C型碳化物析出。因此，在600-650℃回火过程中上贝茵体比马氏体具有更少的M7C₃型碳化物。在650℃回火增大了M23C₆型碳化物析出，特别是沿原始奥氏体及贝氏体晶界的析出。H10和H19钢回火到HRC44时可以明显观察到析出的碳化物显微组织。试样经油冷或以1min和20minH·T·T间的速度冷却，然后分二次回火，第一阶段H10钢为630-650℃，H19钢为645-660℃，第二阶段每种钢均比第一阶段低30℃并保温1.5h。

油冷后可以看到：H10钢中类似棒状碳化物及其集聚的颗粒沿板条马氏体的边界分布，H19钢中的碳化物也是沿板条马氏体边界分布。经3minH·T·T冷却，发现碳化物是沿原始奥氏体和板条状贝茵体边界析出，这两种钢的贝氏体板条均比马氏体板条宽。以5min和20minH·T·T间的速度冷却后发现，碳化物是沿着颗粒状贝茵体晶界析出，而不是沿板条状贝茵体晶界析出。上贝茵体中析出的碳化物细小且均匀的分布。淬火时上贝茵体的形成，回火期间碳化物形态的转变，H10和H19比H13需要更大的冷却速度。

试样在低于700℃不同温度下，回火碳化物的X射线和电子衍射的数据不同。H10钢油冷后在500℃以下回火期间析出的M3C碳化物和在600-650℃时从M3C型碳化物转变成的M7C₃型碳化物含量均比H13钢少。在以20minH·T·T冷却时形成的上贝茵体中，在600-650℃时发现M23C₆型碳化物析出。H10钢基体中的微细碳化物与在H13中发现的碳化物相同，即MC型和M3C型。在H19钢中，低于650℃进行马氏体和上贝茵体回火时看到了M7C₃型和M23C₆型两种碳化物。经测定，基体中碳化物是MC型。

2.3 H13钢平面应变断裂韧性K₁c和夏比冲击值随淬火冷却速度的变化而变化

H13钢平面应变断裂韧性试样经油冷或以15min和60minH·T·T间的速度冷却，回火后的K₁c值随之变化。快冷至500℃再以每小时50℃和100℃间的速度冷却，回火后的K₁c值也发生变化。

从油冷快速冷却到30minH·T·T普通速度冷却并逐渐到45min和60minH·T·T的速度冷却，K₁c值随冷却速度的降低而降低。K_1c值还随着500℃以下冷却速度的降低而降低。虽然这些冷却速度接近贝氏体转变400-100℃等同的冷却速度，还是可以看到，试样从500℃以每小时300℃冷却比以30minH·T·T冷却具有稍高的K₁c值。奥氏体化后先快冷到500℃引起了K₁c值的轻微提高。观察油冷或以1min和30minH·T·T间的速度冷却并回火到HRC44的H10和H19钢的K₁c值变化可知，K_1c值随着冷却速度的降低而降低，在油冷到3minH·T·T范围内快冷并逐步过渡到缓慢冷却，H19、H10、H13钢的K₁c值按顺序递增。

油 冷 或 以15min和60minH·T·T间的速度冷却并回火到HRC44的H13钢夏比冲击值产生变化。冲击值取决于冷却速度，这种相关性与K₁c相类似，但是微弱一点。冲击断裂的试样缺口尖端1mm处扫描电镜观察可知：在油冷试样上出现了一种混合型解理加韧窝断口。随冷却速度从30min到60minH·T·T的逐步降低，解理断裂愈占优势，断面也变成细长型并有较大的解理面。

2.4 H13钢冷却速度对疲劳裂纹扩展的影响

H13钢经油冷或以30min和60minH·T·T间速度冷却并回火，钢的疲劳裂纹扩展速率产生变化。随冷却速度的降低，使裂纹扩展速率有轻微增加并使导致失稳断裂的裂纹临界深度变浅。试验的全部试样断面均有同种类型的裂纹。随冷却速度降低，在给定应力下断裂时的临界周期数和疲劳极限应力随之而降低。

2.5 冷却速度对H13钢V型缺口夏比冲击脆性转变温度的影响

经油冷或以30min和60minH·T·T间的速度冷却并回火的H13钢在20-300℃的V型缺口夏比冲击值产生变化。脆性到塑性转变温度随冷却速度的降低而升高。出现50%纤维状断口的脆性转变温度约是120℃下油冷，200℃下以30minH·T·T冷却，230℃下以60minH·T·T冷却。油冷试样的韧性断裂表面呈粗糙而均一的韧窝状。以30min和60minH·T·T冷却的试样断面产生了更加细小的韧窝。

3 讨论

3.1 显微组织对K_1c和夏比冲击值的贡献

H13钢 从 油 淬 到15minH·T·T，H10钢从油淬到1minH·T·T冷却速度的降低而使韧性恶化，H19钢存有与脆性相关的上贝茵体，并且马氏体板条更大，同时沿贝氏体晶界析出粗大的碳化物同样使其韧性恶化。 对于H13钢，随冷却速度降低到30minH·T·T或以每小时300℃冷却到500℃以下，

H10和H19钢冷却速度降低到3minH·T·T，这就使实际晶粒尺寸和细小碳化物的密度增加，从而导致韧性的进一步降低。碳化物沿原始奥氏体晶界优先析出也是造成H10和H19钢韧性恶化的原因。

随着冷却速度放缓，H13钢为40-60minH·T·T或以每小时100-300℃冷却到500℃以下，H10和H19钢以5-20minH·T·T冷却而使钢的韧性进一步降低，这是伴随上贝茵体粒度的增加，碳化物沿原始奥氏体晶界大量析出及基体中碳化物的微细分布使实际晶粒尺寸增大而引起的。

H10和H19钢在较高冷却速度下所发生的贝茵体转变和韧性恶化要比H13钢明显，而显微组织对韧性的影响在这些钢中是相同的。由于基体中低度过饱和的碳及在500℃以下回火较高的碳含量下的残余奥氏体稳定作用下形成的上贝茵体，从而抑制了M3C型碳化物的析出和M7C₃型转变。因此，在H13钢中M23C₆型、H13和H10钢中M6C型、H19钢中的MC型碳化物沿原始奥氏体和贝氏体晶界大量析出。

金属学理论指出：板条组织加宽和细微碳化物沿贝氏体晶界的密集析出是引起韧性恶化的原因。板条状贝茵体向颗粒状贝茵体的形成转变促进了碳化物择优沿原始奥氏体晶界而不在贝氏体晶界析出。微细、弥散的碳化物也会降低韧性。回火期间M3C型碳化物析出和它向M7C₃型碳化物转变的抑制引起了诸如H13和H10钢中M2C型、H13、H10和H19钢基体中微细碳化物析出量的增加。

表2概括了在不同冷却速度下淬火并回火到HRC44试样的抗张性能。冷却速度的降低导致了比例极限或屈服强度的提高，同时提高了面缩和延伸率。这是由于微细碳化物的密集析出造成的。

H13、H10、H19钢韧性依次恶化是与细小碳化物的密度紧密相关的。淬火后的H10钢在500℃下马氏体回火期间有M3C型碳化物析出，同时还引起了基体中M3C型碳化物的分解和MC型、M2C型碳化物的析出。另外，有少量从M3C型转变的M7C₃型而大体上是碳化铬一类的碳化物。因此，600-650℃普通回火后，H10和H13钢中MC型和M2C型微细碳化物密度的提高，可以推测，这是铬和钼含量差别所致。在H19钢中，由于加入了比铬更强的碳化物形成元素钒，使M7C₃型和M23C₆型碳化铬的析出受到了抑制。低于500℃进行马氏体回火导致了M3C型碳化物分解，基体中MC型碳化物密集析出。H19钢的低韧性的另一原因是基体中存有较大碳化物。

3.2 H13钢疲劳裂纹的扩展

在同类钢中用同样的方法研究了一般疲劳裂纹的扩展速率da/dN与应力强度因子△K的关系。试验结果发现，随冷却速度的降低，da/dN只有轻微增加，同时应力周期内裂纹扩展距离是很小的，从长度为18.0mm的裂纹定位2.5mm处为起点扩展约0.15μm。裂纹扩展距离比马氏体和贝氏体板条组织还短。

3.3 H13钢脆性到韧性的转变

研究发现5%纤维状断口转变温度随激冷速度的降低而提高，其原因与上面提到的显微组织对K₁c值影响的研究具有同样的理由。在塑性断裂温度范围内，夏比冲击值随冷却速度的降低而提高，可以从断面上形成规则且浅平的韧窝显示出来。冲击功取决于韧窝的形成、发展并连结成空腔，当韧窝更大更深时，冲击功也就更高。两种粗大碳化物和基体中细小碳化物沿贝氏体和原始奥氏体晶界析出抑制了韧窝的均匀形核和发展，致使冲击功降低。

4 结论

本文分别对AISI H13、H10和H19型热作模具钢经奥氏体化先以同样冷却速度淬火，再回火到硬度为HRC44其显微组织对韧性的影响进行了研究。研究结果显示，这些钢韧性的改善是通过以下方法获得的：马氏体和贝氏体板条组织的改进及有效晶粒尺寸的改善，延缓碳化物沿原始奥氏体和贝氏体晶界择优析出，抑制基体中MC和M2C型微细碳化物的密集分布，减少残余碳化物的百分含量并使其尺寸缩小等。激冷速度的降低导致贝氏体板条组织宽度的逐步增加，同时，上贝茵体含量的增加，促使贝氏体从板条状向颗粒状转变并导致韧性恶化。

在所试验的钢中，唯H13钢韧性最高，这与基体中微细碳化物极低的密度、极小的残余碳化物尺寸和极低的百分含量等有密切关系。

（邢国海）