H13熱作模具鋼具有良好的熱強(qiáng)性、抗冷熱疲勞性能及耐液態(tài)金屬?zèng)_蝕性，被廣泛用于熱擠壓模具、鋁合金壓鑄模具等各類模具中。由于模具在使用過程中需要承受較大的沖擊力，因此沖擊性能決定了模具的使用壽命。隨著汽車行業(yè)的發(fā)展，汽車支架、離合器、油底殼等零部件的生產(chǎn)主要采用壓鑄工藝。高壓和高速填充壓鑄模型腔是壓鑄的兩大特點(diǎn)，相對(duì)擠壓模具來說，壓鑄模具在生產(chǎn)過程中需要承受的沖擊功更大，尤其是制造較大的零部件時(shí)，對(duì)模具鋼的質(zhì)量要求更高。采用常規(guī)工藝生產(chǎn)的H13鋼棒材及尺寸相對(duì)較小的模塊制作擠壓模具，其壽命可以達(dá)到預(yù)期效果。

     某廠某批次H13鋼模塊的生產(chǎn)工藝流程為鐵液預(yù)處理→20t電爐冶煉→LF爐(鋼包精煉爐)精煉→VD爐(真空精煉爐)真空處理→澆鑄成16t鑄棒→16t氣體保護(hù)電渣爐重熔16t鋼錠→鋼錠退火→加熱(1180℃，20h)→45MN快鍛開坯/成材(斷面規(guī)格為400mm×500mm)→退火→無損檢測(cè)→取樣檢驗(yàn)。在進(jìn)行鋼板的沖擊功檢驗(yàn)時(shí)，發(fā)現(xiàn)沖擊性能沒有達(dá)到預(yù)期目標(biāo)，為了找出沖擊性能偏低的原因，來自大冶特殊鋼有限公司、高品質(zhì)特殊鋼湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室和湖北省黃石市產(chǎn)品質(zhì)量監(jiān)督檢驗(yàn)所的李永燈、楊娥等研究人員對(duì)材料進(jìn)行了分析，找出沖擊功不合格的原因，為后續(xù)的生產(chǎn)提供了改進(jìn)依據(jù)。

NO.01理化檢驗(yàn)

1.1 化學(xué)成分分析

     檢測(cè)沖擊功不合格H13鋼模塊的化學(xué)成分，結(jié)果滿足GB/T 1299—2014 《工模具鋼》標(biāo)準(zhǔn)的要求。

1.2 沖擊性能檢驗(yàn)

     選擇橫向無缺口的沖擊試樣進(jìn)行沖擊性能檢測(cè)。在模塊中心部位取樣，制成毛坯后再進(jìn)行淬火、回火處理，然后機(jī)加工至最終樣品尺寸。檢測(cè)3個(gè)試樣，沖擊試樣尺寸為55mm×10mm×7mm。沖擊性能好的試樣的沖擊功可達(dá)到300J以上，沖擊性能差的試樣的沖擊功不到100J。

1.3 沖擊試樣斷口掃描電鏡分析

     沖擊試樣經(jīng)過超聲波清洗后，采用掃描電鏡對(duì)其斷口進(jìn)行分析。對(duì)于沖擊功未達(dá)到預(yù)期目標(biāo)的試樣，其斷口整體較平整，放大觀察后，發(fā)現(xiàn)斷裂源區(qū)域可見不同程度的沿晶斷裂特征，沖擊功較高的試樣沿晶斷裂區(qū)域面積較小；反之，沖擊功較低試樣的沿晶斷裂區(qū)域面積較大。沖擊功達(dá)到預(yù)期目標(biāo)試樣的斷口微觀形貌為軔窩，未見沿晶開裂。斷口未見大型夾雜物等缺陷。沖擊功較低和較高試樣的斷口微觀形貌如圖1，2所示。一般來說，斷口出現(xiàn)沿晶特征是晶界的一種表現(xiàn)形式。

1.4 金相檢驗(yàn)

      直接磨拋沖擊試樣斷口面后，經(jīng)硝酸酒精浸蝕，采用金相顯微鏡觀察，發(fā)現(xiàn)沖擊功較低試樣的局部晶界明顯，可見碳化物在晶界聚集和明顯的帶狀特征，未見大尺寸的一次碳化物。取沖擊功較低的同批次退火態(tài)試樣，經(jīng)磨拋、硝酸酒精浸蝕后，用金相顯微鏡觀察，組織為球粒狀珠光體，局部可見球狀碳化物呈鏈狀分布，未見明顯碳化物聚集現(xiàn)象，說明冶煉過程中的偏析處于正常水平，沖擊功較低試樣的顯微組織形貌如圖3所示。

      對(duì)于沖擊功較高的試樣，其淬回火態(tài)的組織為均勻的回火馬氏體組織，未見明顯的晶界碳化物；對(duì)應(yīng)的退火態(tài)組織為均勻的球粒狀珠光體，未見碳化物聚集成網(wǎng)狀現(xiàn)象(見圖4)。

NO.02綜合分析

     通過電渣重熔冶煉的H13鋼的化學(xué)成分滿足標(biāo)準(zhǔn)GB/T 1299—2014要求，根據(jù)組織觀察，發(fā)現(xiàn)其沒有明顯的碳化物聚集及帶狀偏析現(xiàn)象，斷口上未見明顯的非金屬夾雜物，說明冶煉過程控制正常。

     根據(jù)沖擊斷口的微觀形貌及金相組織分析，沖擊功較低試樣的斷口呈現(xiàn)沿晶特征，組織中明顯有網(wǎng)狀碳化物，沖擊功較高試樣的斷口為韌窩形貌，組織均勻。由于鋼材晶界比較薄弱，因此承受沖擊載荷時(shí)會(huì)形成沿晶斷口。二次碳化物沿晶界析出是沖擊韌性低的主要原因。研究表明，H13鋼中碳化物主要為V8C7，Cr23C6和Cr3C2(Cr2VC2)。受鍛造加熱不充分、鍛后冷卻控制不當(dāng)?shù)纫蛩氐挠绊懀@些碳化物極易在晶界上聚集，弱化晶界，從而降低鋼材的沖擊韌性。盡量避免二次碳化物沿晶界析出是提高H13鋼沖擊性能的關(guān)鍵因素。

     只要嚴(yán)格控制鍛造前加熱溫度及鍛造后冷卻速度，就可有效改善該鋼種網(wǎng)狀碳化物的析出。高溫均勻化、增加鍛造過程變形量、降低終鍛溫度等可使鋼中碳化物充分細(xì)化并彌散分布，有利于抑制二次碳化物沿晶界析出。H13鋼經(jīng)過高溫均勻化處理后，冶煉凝固過程中形成的成分偏析能得到有效改善，碳化物及雜質(zhì)在晶界上偏聚傾向減弱。鍛后快速冷卻工藝可有效預(yù)防鋼材中粗大或者網(wǎng)狀碳化物的析出，避免組織中二次碳化物沿晶界析出形成碳化物鏈。鍛后快速冷卻再退火工藝可使鋼材形成均勻的球粒狀珠光體組織。只要增加鍛造過程中的變形量，并采用較大應(yīng)力破碎粗大的鑄態(tài)組織及不穩(wěn)定的共晶碳化物，就可改善鋼材內(nèi)部組織。條件允許的話，可以采用鐓拔鍛造工藝來進(jìn)一步改善H13鋼的組織，以提高其性能。

NO.03結(jié)語及建議

     (1) 電渣重熔冶煉的H13鋼橫向沖擊性能達(dá)不到預(yù)期目標(biāo)的主要原因?yàn)殄懺飙h(huán)節(jié)控制不當(dāng)，經(jīng)過熱處理后，二次碳化物沿晶界析出，弱化了晶界。只要避免二次碳化物沿晶界析出成網(wǎng)，就可有效提高H13鋼模塊的橫向沖擊韌性。

     (2) 采用高溫均勻化處理，增加鍛造變形量、提高鍛后冷卻速度等工藝，并盡量降低偏析、避免碳化物沿晶界析出，可有效增強(qiáng)H13鋼的沖擊韌性。