热处理工艺对热锻模具钢QHZ 的组织和性能影响的研究

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、拉伸试验机以及Thermo-Calc 相图计算软件等，研究了不同热处理工艺对热锻模具钢QHZ 组织与性能的影响。平衡相图计算结果表明：QHZ 钢中主要析出相为VC、(Mo,V)2C 和(Fe,Cr)23C6 型碳化物，其中VC 析出温度最高，在1146℃完全溶解。

热处理组织结果表明：随着淬火温度升高和保温时间增加，QHZ钢晶粒尺寸逐渐增大；随着回火温度升高，QHZ 钢回火硬度先增加后降低，冲击吸收功呈现先降低后升高，达到峰值后再降低的趋势。经1100℃×15min+58×0℃×2h 两次回火处理后性能最优，其中硬度达到56HRC，冲击吸收功为236J。最优热处理态组织表明：二次碳化物在晶内均匀弥散析出，板条界及晶界仅有少量碳化物偏聚，这是QHZ 钢实现高韧性的主要原因。

热作模具钢主要用于制作对金属进行热变形加工的模具，如热锻模、热挤压模、压铸模、热镦模等。由于热作模具长时间处于高温高压条件下工作，其工作温度处于被加工材料的再结晶温度以上，因此要求材料具有高强度、高硬度、高韧性及优异的热疲劳性能。

如何提升模具钢的冲击韧性和硬度等力学性能，是目前模具钢行业内的重要研究课题。目前，通过优化合金成分来开发新型高性能模具钢，是模具钢领域内的重要研究方向之一，例如美国的H10A、H25，瑞典的QRO90 以及日本的YHD3、DH7 等。同时，低Si 化和高Mo 化的合金体系在高韧性热作模具钢开发中应用广泛，如Dievar、W350 等。然而，这些钢材在高温下仍存在抗热疲劳性及热稳定性不足的问题。为促进国内模具行业发展，通过调控合金成分及热处理工艺开发新型高性能热作模具钢，使其在高温下保持良好性能，是我国当前的重点研究方向之一。

QHZ 是日本山阳特钢公司的专利钢种，属于中C-Mo-V 系高强度基体高速钢。其在高硬度下仍保持极佳韧性，韧性为M2 钢的6 ～10 倍，且抗软化性能显著优于传统H13 钢。QHZ 钢制造的模具在实际使用中可大幅减少因高温高压导致的变形、磨损及热龟裂现象。自二十世纪九十年代引入我国后，随着冶炼技术的提升，国产QHZ 钢质量显著提高。本文以上海博优模具材料有限公司生产的高品质QHZ 钢为试验材料，通过分析不同热处理阶段的组织演变，探究热处理工艺对其组织与性能的影响，最终确定QHZ钢的最优热处理制度。

试验材料制备及试验方法

QHZ 钢锭经均质化处理后，锻造成φ45mm×900mm 的圆棒。采用电感耦合等离子体原子发射光谱法(ICP-AES)分析QHZ 钢的化学成分，如表1 所示。

表1 QHZ 钢的化学成分

试验样品按照图1 所示的热处理路线制备，经研磨抛光腐蚀(4%硝酸酒精)后，利用光学显微镜(OM，Olympus DXS 510)、扫描电镜(SEM，JSM-7800F)和透射电镜(TEM，FEI Tecnai F20)观察微观组织形貌及析出相分布，并通过能谱仪(EDS)及牛津仪器能量色散X 射线光谱(EDX)分析析出相成分。冲击试样尺寸为(10×10×55)mm3，含C 型缺口(槽深2mm，底部曲率半径10mm，缺口表面粗糙度良好)。采用JBW-Z 冲击试验机测量室温冲击吸收功，结果取三个平行试样的平均值。冲击断口形貌通过扫描电镜观察，并利用Thermo-Calc 软件进行平衡相图计算。

图1 QHZ 钢热处理路线

图2 C 型缺口冲击试样标准尺寸

结果与讨论

试验钢平衡相计算

图3为QHZ钢平衡相图计算结果。如图3(a)所示，试验钢在790℃以下主要由铁素体(92.14 wt.%)、MC(1.14 wt.%)、M2C(1.79 wt.%) 和M23C6(4.93 wt.%)组成。当温度升至795℃时，M23C6 完全溶入奥氏体；温度达1068℃后，M2C 型碳化物完全溶入奥氏体，仅存MC 型碳化物至1146℃完全溶解。奥氏体临界转变温度Ac1 和Ac3 分别为799℃和820℃，液相线温度为1470℃。平衡相图结果可为淬回火工艺的制定提供指导。对于热作模具钢，淬火温度应接近难溶碳化物析出温度(如MC 型碳化物析出温度为1146℃)，以利用未溶碳化物钉扎奥氏体晶界，细化晶粒。

淬火温度过高会导致晶粒粗化，过低则残留过量一次碳化物，降低韧性。试验钢淬火温度范围设定为1080 ～1170℃。图3(c ～d)表明，QHZ 钢中MC型碳化物以V 为主，M2C 型以Mo、V 为主，M23C6型以Cr、Fe 为主，主要析出相为VC、(Mo,V)2C 和(Fe,Cr)23C6 型碳化物。

图3 QHZ 钢相图计算结果

热处理制度对组织形态的影响

合金钢锻件锻后组织中一般存在大量片状珠光体，锻后的冷却方式不当，会使组织中存在网状渗碳体，不但会造成钢的硬度高、难以进行切削加工，还会增大钢的脆性，在淬火过程中容易产生变形或是开裂。因此，试验钢在锻造后按照图1 热处理路线中退火工艺进行锻后退火处理。

退火加热温度为860℃，短时保温2h 后并以10℃/h 极缓慢的速度进行冷却，以保证奥氏体中能够保留大量未溶的碳化物质点，同时造成奥氏体碳浓度分布的不均匀性，以使珠光体组织中的先共析渗碳体以及片状渗碳体都转变成为粒状，并均匀分布在铁素体的基体之上。图4 所示，QHZ 钢退火后组织为碳化物分布均匀的粒状珠光体组织。通常模具钢退火处理后的硬度在200HBW 以下，以保证钢材的切削加工性能，并为淬火做好组织准备。QHZ 经过退火处理后布氏硬度为176.3HBW，退火后的QHZ 钢硬度低、切削性好，且冷形变能力大，为淬火热处理做好准备。

图4 QHZ 钢退火态显微组织

依据平衡相图计算结果，对试验钢淬火温度进行初步确定。按照图1 热处理路线中淬火工艺对试验钢淬火处理，并对不同淬火工艺后试验样品进行硬度检测。如图5 所示，随着淬火温度的升高，试验钢的硬度也随之升高。温度升高，钢中合金元素的扩散速度加快，C 元素固溶的更多，进而使得试验钢的硬度升高，试验钢在1170℃淬火的整体硬度最高，但与1150℃淬火的差距并不是很大，主要是由于温度过高导致晶粒粗大发生了软化。此外，在各淬火温度下，试验钢基本都是在保温15min或25min时的硬度最高，这主要是保温时间10min 过短会导致碳化物溶解不足，硬度不够，保温时间45min 又过长会导致晶粒组织粗大，硬度降低。

图5 不同淬火工艺下QHZ 钢的硬度

图6 为试验钢分别在1100℃、1130℃及1150℃淬火保温10min 和45min 的金相组织，各淬火制度的试验样品中具有代表性的晶粒已在图中标出，可见各淬火制度下的试验钢晶粒尺寸大小不一。图(a1 ～a3)为淬火保温10min 后的金相组织。试验钢淬火保温10min 后的组织主要为细小的针状马氏体组织。经过淬火处理后的试验钢组织中仍有未溶的析出相存在，随着淬火温度的升高，试验钢的晶粒尺寸和马氏体组织都会变得越发粗大，当温度升高到1150℃后，可以看到晶粒组织发生了明显的粗化现象。图(b1 ～b3)为淬火保温45min 后的金相组织。相比于淬火保温10min，淬火保温45min 后，随着淬火温度升高晶粒粗化现象越发明显。

试验钢的淬火温度及保温时间要在合适的范围内进行选择，所选择的淬火温度不宜过高，以免造成晶粒粗化严重，对钢的性能产生不利影响，同时可以在保温10min 的基础上适当增加淬火保温时间，以增加碳化物的固溶效果，但是时间不宜过长，避免组织粗化。图7 为试验钢1100℃淬火保温15min 后的扫描电镜组织，可以清楚发现在原奥氏体晶界处分布少量一次未溶碳化物，这与图3(a1)平衡相图计算结果相符。通过碳化物面扫结果可知未溶碳化物中合金元素主要是由V、Mo 及少量Nb 构成的(V，Nb)C 和(Mo，V)2C 型碳化物。这些未溶一次碳化物的钉扎作用将有效阻碍淬火保温过程原始奥氏体晶界的扩散，达到细化晶粒的效果。

图6 QHZ 钢淬火热处理后金相组织

图7 QHZ 钢经1100℃淬火保温15min 后的扫描电镜显微组织及析出相中元素分布

综上所述，在选择淬火工艺的时候要将试验钢的淬火硬度和显微组织综合考虑，既要保证碳化物足够的溶解效果，以增加硬度，又要避免温度过高或时间过长导致晶粒粗大，对试验钢的性能造成不利的影响，降低钢材使用寿命。因此，下文将选择1100℃和1130℃淬火保温15min 的淬火工艺进行下一步回火制度的探索，最后结合冲击功大小来确定试验钢的最优热处理工艺。

热处理制度对力学性能的影响

试验钢经1100℃和1130℃淬火保温15min 后按照图1 热处理路线中回火工艺进行回火处理，并对回火后试样进行硬度测试和C 型缺口冲击吸收功测试。如图8(a)所示，QHZ 钢回火硬度曲线。试验钢不同淬火工艺后的回火曲线趋势整体相似，都呈现出先升高，然后快速下降的趋势，主要是由于在回火温度250 ～540℃之间，钢中碳化物的析出会形成析出强化效果，同时回火过程中还会分解钢中的残余奥氏体，使钢材产生了二次硬化效果，增加试验钢的硬度。当温度超过540℃后，随着碳化物的大量析出，钢基体中C 含量下降，固溶强化效果减弱，导致硬度随之降低。

另外1130℃淬火的试样回火后的硬度要高于1100℃淬火的试样，主要是由于温度高，淬火时钢中固溶更多的C 元素。在540 ～560℃回火时，试验钢的硬度到达峰值。图8(b)所示，QHZ 钢冲击吸收功随硬度变化曲线。试验钢不同淬火工艺后的冲击吸收功曲线整体变化趋势相同，随着试验钢硬度的升高，冲击吸收功都呈现先下降后升高，到最高点时再开始下降的趋势。如表2 所示，1100℃×15min+580℃×2h 两次热处理后冲击吸收功达到最高236J，说明并不是回火温度越高，硬度越低，材料的冲击韧性便越好，选择合适的回火温度才能获得硬度与韧性良好的匹配。

表2 不同回火温度下QHZ 钢的冲击功

图8 不同淬火温度下的QHZ 钢力学性能。

对比冲击吸收功曲线可以发现，1100℃淬火试样的冲击吸收功要优于1130℃淬火的试样。为了更好的分析不同淬火制度下试验钢冲击吸收功表现出的差异，对冲击试样组织及断口形貌进行分析。图9 所示为试验钢经淬火保温15min 后，在250℃、580℃和620℃回火的金相组织及600℃回火的冲击断口显微形貌。试验钢的回火组织主要为极细的回火马氏体和大量的颗粒状析出相，随着回火温度的升高，回火析出相不断增多，硬度也随之下降。同时随着回火温度升高，原奥氏体晶界由于碳化物的析出逐渐明显。

图9(a3)和图9(b3)所示，一方面1130℃淬火原奥氏体晶粒较1100℃晶粒尺寸明显增大，大尺寸晶粒不利于钢的强韧性；另一方面高温淬火后溶入基体碳化物多，回火时二次碳化物析出多，且优先在晶界析出，易造成晶界脆性，严重影响钢的冲击韧性。图9(c ～d)冲击断口形貌所示，1100℃淬火的试样相比于1130℃淬火的试样，在相同回火温度下其冲击断口中含有更多的韧窝，更少的解理面和解理台阶，说明1100℃淬火试样的冲击韧性要优于1130℃淬火试样，这与冲击功的测定结果相一致。通过回火冲击吸收功及硬度测试，最终确定QHZ 钢最佳热处理制度为1100℃×15min+580℃×2h 两次。

图9 QHZ 钢回火热处理后金相组织及断口形貌

1100℃×15min+580℃×2h 两次热处理后的试样冲击功达到236J，此时硬度也维持在56HRC 左右，试验钢硬度与韧性达到良好的匹配。为了进一步分析试验钢回火后析出相的形貌分布，我们对最佳热处理态的试样进行了透射电镜分析。如图10(a)所示，原本固溶在基体的C 及合金元素在经过580℃回火处理后在马氏体板条内大量弥散析出短棒状碳化物，尺寸均在2nm ～10nm 之间。大量弥散析出的二次碳化物可以达到弥散强化的效果，有利于提升钢的强韧性。此外由于晶界及板条界缺陷多、能量高的部位析出相易优先形核析出，尤其是Cr、Fe 和C 元素形成的(Fe，Cr)23C6 型碳化物稳定性较差，如图10(b1 ～b6)所示，部分位置的马氏体板条界发现少量碳化物聚集现象。

对于需要高温回火热处理的热作模具钢来说，这种碳化物在界面聚集现象不可避免。QHZ 钢在最佳热处理后，绝大部分碳化物在晶内弥散均匀析出，板条界及晶界仅有少量碳化物析出，进而保证了钢的高硬度及优异的冲击韧性。

图10 QHZ 钢经1100℃淬火保温15min+580℃回火2h 两次后的透射电子显微组织及元素分布

结束语

平衡相图计算：QHZ 钢中M23C6、M2C 及MC 型碳化物完全溶解温度分别为795℃、1068℃和1146℃，主要成分为(Fe,Cr)23C6、(Mo,V)2C 及VC。

淬火工艺影响：淬火温度过高(>1150℃)或保温时间过长(>45min)会导致晶粒粗化及晶界碳化物偏聚，降低韧性。

回火工艺优化：1100℃×15min 淬火+580℃×2h两次回火后，QHZ 钢硬度达56HRC，冲击吸收功为236J。晶内弥散析出的二次碳化物是强韧化的关键。