淬火脆性是指在淬火后材料產(chǎn)生韌性下降，從而導(dǎo)致開(kāi)裂，通常是晶間斷裂。在熱作模具鋼中，如H13鋼，以往的文獻(xiàn)對(duì)于這類(lèi)鋼的淬火脆性研究較少，尤其是機(jī)理的研究。
本文通過(guò)對(duì)2種熱作模具鋼在不同冷速下淬火，研究淬火脆性現(xiàn)象，分析熱作模具鋼碳化物的析出和貝氏體的產(chǎn)生對(duì)于脆性的影響，從而探討熱作模具鋼淬火脆性的主要機(jī)理。
01
實(shí)驗(yàn)方法
1.1 模具鋼氣淬處理
采用真空高壓氮?dú)獯慊馉t對(duì)模具鋼進(jìn)行氣淬處理（6bar氣壓下），將牌號(hào)為1.2344和1.2365mod的模塊置于兩個(gè)較大的P20模塊間（圖1），模塊厚度為400mm。
Fig.1 a）材料和熱電偶示意圖 b）試樣模塊的圖片 c）熱電偶放置圖
1.2 沖擊韌性和硬度測(cè)試
采用馬弗爐對(duì)15×15×20mm的小試樣加熱后進(jìn)行油淬，其快速冷卻曲線(xiàn)如圖2a所示，并與慢冷曲線(xiàn)進(jìn)行對(duì)比。
隨后將淬火后的試樣在600-630℃進(jìn)行2次回火，每次2小時(shí)，將硬度調(diào)整為45HRC左右，之后根據(jù)ISO標(biāo)準(zhǔn)，加工成V2型缺口沖擊試樣。
采用 15 J 沖擊錘和顯微硬度計(jì)進(jìn)行沖擊韌性和硬度測(cè)試。
Fig.2 a）模塊冷卻曲線(xiàn) b）1.2365mod的冷卻曲線(xiàn)圖
1.3 不同淬火冷卻條件試樣的制備
采用熱膨脹儀對(duì)膨脹試樣以及帶有0.2mm缺口的微沖擊試樣進(jìn)行不同冷速下淬火試驗(yàn)。具體工藝為將試樣奧氏體化（加熱速度為0.3℃/s，加熱到1020℃后保溫30min），然后采用4種不同的冷卻條件進(jìn)行冷卻（圖2b），并進(jìn)行2次回火。4種冷卻條件為：
工業(yè)級(jí)模具鋼模塊典型冷卻速度恒定為0.2℃/s。
實(shí)驗(yàn)室試樣快速淬火冷卻速度恒定為5℃/s。
全貝氏體通過(guò)快速冷卻（5℃/s）至500℃保溫2600s進(jìn)行等溫相變，然后緩慢冷卻（0.2℃/s）得到。
全碳化物通過(guò)慢冷到800℃（0.2℃/s），然后快冷（5℃/s）得到。
在50℃保溫10min后，進(jìn)行2次回火（加熱速度為0.3℃/s，每次保溫2小時(shí)，冷卻速度為1℃/s）得到相似的使用硬度。對(duì)于1.2344，回火溫度為590℃-610℃，硬度為44HRC左右。對(duì)于1.2365mod，回火溫度為610℃-625℃，硬度為48HRC左右。
1.4 微觀(guān)組織表征
采用光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣進(jìn)行微觀(guān)組織觀(guān)察（腐蝕劑：3%硝酸酒精）。
02
實(shí)驗(yàn)結(jié)果
2.1 硬度與沖擊韌性
模塊高壓氮?dú)獯慊鸾Y(jié)果如圖3所示，對(duì)于不同的冷卻條件，硬度沒(méi)有表現(xiàn)出異?，F(xiàn)象，而韌性受到冷卻速度影響較大。
油淬的微尺寸試樣沖擊韌性均高于20J/cm2，而從模塊上切取的試樣沖擊韌性明顯偏小，1.2365mod鋼的韌性下降更為明顯。此外，取自模塊表面的試樣的沖擊韌性均高于取自心部的試樣，通過(guò)斷口分析，所有試樣均為解理斷裂，未發(fā)現(xiàn)沿晶斷裂。
Fig.3 a）2種鋼在不同冷卻條件下的硬度 b）沖擊韌性
2.2 熱膨脹曲線(xiàn)
通過(guò)膨脹儀測(cè)得1.2365 mod鋼的熱膨脹曲線(xiàn)如圖4所示。
5℃/s冷速下（實(shí)驗(yàn)室試樣），其Ms點(diǎn)為310℃。在0.2℃/s冷速下（工業(yè)試樣），可以觀(guān)察到馬氏體和貝氏體的混合組織，其Bs溫度為325℃，Ms溫度為260℃。全貝氏體冷卻條件下，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度Bs為320℃，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms為250℃。完碳化物冷卻條件下，試樣的Ms點(diǎn)為310℃。
Fig.4 1.2365 mod鋼不同熱處理?xiàng)l件下的膨脹曲線(xiàn)
2.3 微觀(guān)組織
圖5是4種不同冷卻條件下的微觀(guān)組織。圖5a中，快速冷卻實(shí)驗(yàn)試樣為全馬氏體組織。慢速冷卻的工業(yè)試樣（圖5b）的腐蝕區(qū)域較暗，這可能與顯微組織中貝氏體組織有關(guān)，此外能夠清晰地看到奧氏體晶界。圖5d的晶界的腐蝕不夠清晰，組織中出現(xiàn)了很多碳化物，全貝氏體冷卻條件下，組織中出現(xiàn)貝氏體板條組織（圖5c）。
全貝氏體冷卻條件下的分級(jí)淬火得到了預(yù)期的馬氏體和貝氏體組織，與工業(yè)試樣具有相似的組織，但沒(méi)有明顯的晶界。僅有碳化物的試樣晶界明顯，具有全馬氏體組織。
Fig.5 不同淬火冷卻條件下金相組織
2.4 沖擊實(shí)驗(yàn)
對(duì)比兩種鋼在不同冷卻條件下的微沖擊試驗(yàn)結(jié)果如圖6所示.
微沖擊試樣在膨脹儀中進(jìn)行淬回火處理。對(duì)于 1.2365mod鋼，快冷(實(shí)驗(yàn)室試樣)和慢冷(工業(yè)試樣)沖擊韌性具有顯著的差別。淬火初始慢冷時(shí)晶界處碳化物的析出對(duì)韌性的影響遠(yuǎn)大于貝氏體的形成。例如，全貝氏體條件下韌性值下降約15%，同時(shí)全碳化物的韌性減少了45%。
Fig.6 a）1.2365 mod和 b） 1.2344在不同冷卻條件下的沖擊韌性
04
結(jié)論
熱作模具鋼的淬火脆性主要原因是在淬火緩慢冷卻過(guò)程中，碳化物優(yōu)先在奧氏體晶界中析出，導(dǎo)致沖擊韌性顯著下降，是貝氏體組織對(duì)韌性影響的幾倍。如果結(jié)合磷在奧氏體晶界處偏析，脆化效應(yīng)會(huì)加強(qiáng)，并導(dǎo)致晶間發(fā)生斷裂。
譯文轉(zhuǎn)載出處：
Rafael A. Mesquita , Reinhold S. E. Schneider , Renato Logiudice , Joao H. Storopoli，Quench embrittlement in hot work tool steels[C], The 12th TOOLING 2020 Conference & Exhibition.
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