摘要：8418钢是一种含有Cr、Mo和V等元素的空冷硬化热作模具钢，目前广泛应用于热锻模具、热镦模具、冲压模具、压铸模具及挤压模具等热成形领域。以国内某铸锻公司生产的8418钢为研究对象，利用金相显微分析、硬度检测、拉伸试验及冲击试验等方法研究了热处理对锻造8418模具钢显微组织和力学性能的影响规律。
结果表明：8418钢经过热处理（超细化处理和球化退火、880℃正火、1030℃淬火和两次600℃回火）后，材料的晶粒度等级从原来的6.5级提升至8.5级，最终组织表现为晶粒细小的回火索氏体。材料的强度、硬度、塑性、韧性和冲击性能均得到了显著提升，最终热处理后材料的屈服强度为1660MPa，抗拉强度为1800MPa，伸长率为17.5%，硬度达到564.7HV，冲击吸收能量＞300J，表现出优异的综合力学性能。
关键词：热处理工艺；8418模具钢；显微组织；力学性能
01 序言
热作模具钢主要用于制造各种在高温、高压环境下使金属成形的模具，按用途分为热锻模具、热挤压模具、压铸模具、热冲压模具以及热镦模具等[1,2]。这些模具的工作温度通常远超自身材料的再结晶温度，因此热作模具钢必须具备较高的强度、硬度及热稳定性，才能确保模具的稳定运行[3,4]。目前，国内应用最广泛的热作模具钢为H13钢，其是一种马氏体型热作模具钢，但它的淬透性不足且抗热疲劳性能差[5,6]，因此该模具钢在应对复杂模具加工时会显得力不从心。国外热作模具钢起步于20世纪30年代。
其中，第一代低Cr、Mo系热作模具钢至今仍在工业中广泛应用。第二代热作模具钢为AISI标准H系列钢。整个H系列钢分为铬系、钨系和钼系热作模具钢，其中铬系H13钢是当前全球范围内应用最广泛的热作模具钢。近年来，日本在传统热作模具钢的基础上发展了许多各具特点的新钢种。为提高热锻模具钢的淬透性，适应大截面锤锻和锻造压力机的要求，日本提高了SKT4钢中Ni、Mo含量，使大截面模具中心也能淬硬，其使用寿命显著提高。为提高热作模具钢的高温强度和韧性，在H13钢基础上，将Mo含量（质量分数）提高到2%，发展成DH21钢。
欧洲国家的热作模具钢钢种发展也类似，大多是通过调整H13钢中Cr、Mo、V、C的含量，以及加入Ni、Nb元素来发展新钢种；也有尝试发展真空热处理技术，即在真空环境下进行热处理。通过精确的加热和等温冷却过程，控制晶粒的细化和组织的均匀性，不仅提高了材料的硬度和韧性，还显著提升了耐疲劳性能和热稳定性，减少了残余应力并优化晶相结构，使模具钢在精密加工中的尺寸稳定性和使用寿命均得到明显改善。
目前，瑞典胜百集团则通过对H13钢成分的改进，成功研究出第三代热作模具钢——8418钢（MMH460），该钢材也被称为DIEVAR钢[7-9]。与H13钢相比[10]，8418钢成分具有低S i、高M o的特点，这使得8418钢的强度、延展性和韧性都有了极大提高[11-13]，在抗热疲劳龟裂、抗热裂及抗热冲击性等方面，8418钢更展现出远超传统材料的性能，这也能显著提升模具的使用寿命[14]，因此8418钢成为了热作模具用钢的优选材料，广泛应用于实际生产中[15,16]。
本研究首先对8418模具钢进行锻造加工，然后对锻造8418钢进行热处理，最后研究了热处理工艺对锻造8418钢组织与力学性能的影响，为此类模具钢的制造加工提供技术支撑。未来可以通过在热作模具钢体系中系统地加入碳化物形成元素（如W、Mo、Nb、V），以调整碳化物的析出类型和分布，并通过添加影响回火特性的元素（如Co、Ni、Si），优化回火过程中形成的微观组织结构，从而提高热作模具钢的整体性能。
02 试验材料及研究方法
试验所用材料为8418模具钢，由兰州兰石集团有限公司铸锻分公司生产，坯料的规格为φ700mm×1587mm，其化学成分见表1。
试验所需的锻造和热处理过程均在铸锻公司锻造和热处理车间完成。该模具钢具体的锻造工艺路线为：锻前加热→第一次镦拔→第一次回炉加热→第二次镦拔→第二次回炉加热→第三次锻造成形。锻件在天然气炉中进行加热，锻造方式为自由锻造，锻造温度为900～1150℃，镦粗和拔长过程中始终保持合适的阶段性锻造比。锻前加热的工艺曲线如图1所示。
回炉加热时将炉温控制为1220℃，保温4h后继续出炉锻造。为使锻件具备适用生产的良好综合力学性能，锻造完成后随即对锻件进行热处理。装炉时锻件堆叠间隙应＞20cm，严禁燃气炉加热口对准产品加热。首先对锻件进行超细化热处理，其工艺曲线如图2a所示，将锻件加热至1030℃保温16h，使材料完全奥氏体化，随后通过形变使奥氏体晶粒细化，并在晶粒尚未开始长大之前快速冷却。
然后进行球化退火处理，球化退火工艺曲线如图2b所示，将锻件加热到（860±10）℃保温18h后以≤30℃/1h的速度随炉冷却至（740±10）℃进行等温，等温27h后随炉冷却到500℃再出炉校直空冷。超细化＋球化退火完成后进行正火处理，其正火工艺曲线如图2c所示，将热处理炉加热至400℃后把锻件放入热处理炉中保温2h，再继续加热至880℃保温4h后迅速取出锻件进行水冷。
随后对锻件进行淬火处理，如图2d所示，将锻件放入热处理炉中，加热至400℃保温1h后继续加热至800℃保温1h，再快速加热至1030℃后保温2.5h，然后将锻件取出后水淬。为进一步调整材料的硬度和韧性，对淬火后的锻件再进行两次回火，如图2e所示。将淬火处理后的坯料放入热处理炉中，以≤150℃/h的速度缓慢加热，在600℃时进行两次回火，保温时长3h，每次回火后空冷至室温。对热处理完成后的锻件进行组织表征和性能检测。
首先从锻件上切取金相试样，将金相试样进行研磨抛光后使用浓度为4%的硝酸酒精腐蚀，采用金相显微镜观察其组织形态，并参照GB/T 6394—2017《金属平均晶粒度测试方法》对试样的显微组织进行晶粒度评级。采用HVST-1000C显微硬度测试分析系统检测硬度，试验力为0.98N（100gf），加载时间15s，在试样表面取6个等距点检测并求取平均值。
采用JBD-300CY型微机控制双制冷全自动冲击试验机进行冲击试验，试验方法参照美国材料测试标准，试样采用无缺口设计，每个试样取3个，分别在L方向和Z方向做冲击试验，并对所测得的数据取平均值，冲击试样取样位置及规格如图3所示。
采用CMT5305系列微控电子万能试验机测试试样的屈服强度、抗拉强度、伸长率和收缩率，拉伸试样参照GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验第1部分：室温实验方法》进行制样，试样S0＝125.48mm2，原始标距L0＝50mm。
03 试验结果
3.1 试样显微组织的变化
锻造后的8418模具钢未经过热处理的显微组织如图4a所示，主要由铁素体和合金碳化物（M23C6、M6C、M2C和MC）组成，合金碳化物分布在铁素体基体中[17]。锻造8418模具钢经过超细化热处理和球化退火后的显微组织如图4b所示，金相组织转变为由铁素体和渗碳体组成的珠光体，球化退火后珠光体内的片状渗碳体变为球状，分布在铁素体基体中,试样球化退火后晶粒度等级为6.5级。880℃正火后试样的显微组织如图4c所示，仍然是球状珠光体，但球状珠光体含量增加且细化，组织也更加均匀。试样正火后晶粒度等级为5.0级，明显降低。
1030℃淬火后试样的显微组织如图4d所示，试样在1030℃开始奥氏体化，Mo2C完全溶于奥氏体，部分组织奥氏体化快速冷却变为板条状马氏体，残留奥氏体、粒状渗碳体、球状碳化物（奥氏体化后未溶合碳化物）和粒状渗碳体分布在马氏体基体上。试样淬火后晶粒度等级为6.0级。
淬火后在600℃进行一次回火，其显微组织如图4e所示，试样中的马氏体转变为回火索氏体，一次回火后试样的晶粒度等级为7.0级。二次回火后8418模具钢的金相显微组织如图4f所示，剩余马氏体进一步转变为回火索氏体，试样的晶粒更加细小，索氏体组织也更加均匀化，二次回火后试样的晶粒度等级为8.5级。
3.2 试样硬度的变化
未经任何处理的试样其原始组织由铁素体与合金碳化物组成。试样原始硬度为190HV、189HV、190HV、174HV、172HV和178HV，平均硬度为182.2HV。经过锻造和热处理后，试样的组织转变为回火索氏体，试样的硬度为569HV、569HV、560HV、570HV、570HV和560HV，平均硬度为566.3HV，热处理后材料的硬度明显增加。
3.3 试样的拉伸和冲击试验结果
锻造8418模具钢经过热处理（超细化和球化退火、正火、淬火和两次回火）后，进行拉伸试验，结果见表2。从表2可看出，Z向屈服强度为1660MPa，抗拉强度为1800MPa，伸长率为17.58%，断面收缩率为48%，没有出现断裂。马鸣蔚等[18]对H13钢进行热处理，结果显示热处理后H13钢的硬度和强韧性均有显著提升，其硬度达到了487HV，抗拉强度可达1779MPa，伸长率为11.5%，然而，这些性能指标均低于本文生产的锻造8418模具钢的相应性能。这一结果表明，本文生产的锻造8418模具钢具有更加卓越的力学性能。锻造8418模具钢热处理完成后，进行冲击试验，结果见表3。
由表3可知，试样L向和Z向的冲击吸收能量均＞300J（由于设备最高量程为300J，故具体数值无法读取），韧带宽度为8mm，在L向和Z向的冲击载荷作用下没有出现断裂、弯曲、撕裂等破坏性情况。王赵俊[19]对两种H13钢的冲击性能进行研究，结果显示，标准H13钢试样的冲击吸收能量仅为100J，而优质H13钢试样为270J，但二者均低于本文生产的锻造8418模具钢的冲击吸收能量。这一结果表明，与标准及优质H13钢相比，锻造8418模具钢展现出了极为出色的冲击性能。
04 讨论与分析
4.1 不同热处理工艺对组织的影响
锻造后的8418模具钢在球化退火过程中，析出碳化物的种类和成分主要受材料原始化学成分、退火时间及温度的影响。对于8418模具钢而言，其主要的合金元素包括C r、M o、V等。经过球化退火处理后，材料的金相显微组织呈现出粒状珠光体特征[20,21]。具体来说，球化退火过程使8418模具钢中原有的马氏体和珠光体组织转化为球状碳化物，这些碳化物的主要类型包括MC、M6C、M7C3和M23C6。MC主要是V的碳化物，M7C3和M23C6型碳化物主要由Cr构成，M6C型碳化物则主要由Mo和Cr共同组成。这些粒状碳化物在铁素体基体中无规律地分布，有时会沿着晶界形成碳化物链或封闭环结构，而某些区域因局部合金元素偏析可能出现碳化物空白区。
880℃正火后试样的金相组织仍然是粒状珠光体。在淬火过程中，随着温度的不断升高，Cr、Mo和V的扩散速度都明显加快[22]，在1030℃时Mo2C完全溶于奥氏体，产生晶格畸变，提高了位错阻力，使模具钢具有最高的硬度和最好的耐磨性[23]。接下来的回火过程中，碳原子富集区的碳原子将发生有序变化，转变为亚稳态的ε碳化物。马氏体中的碳含量不断下降，点阵常数c减小、a增大，最终变成立方马氏体，立方马氏体和ε碳化物的混合物组成了回火马氏体；温度继续升高，亚稳态的ε碳化物直接转变成稳定态的Fe3C，分布在板条状马氏体板条的边界处。当温度＞400℃时，片状渗碳体逐渐球化并聚集长大，铁素体基体也将发生回复和再结晶。
在回复过程中，晶体中的位错密度逐渐降低，回复后的α相形态仍呈板条状，只是板条宽度由于相邻板条合并而增加。随后的再结晶过程中，一些位错密度很低的晶粒将长大成等轴α相晶粒。这种位错密度很低的等轴α相新晶粒将逐步取代板条状α相晶粒，最终板条特征完全消失，形成回火索氏体。回火索氏体的晶粒尺寸较淬火后组织的晶粒尺寸更加均匀细小，能有效地阻碍位错运动，从而增加材料的硬度[24]。
4.2 8418模具钢组织变化对其性能的影响
锻造后的8418模具钢经过热处理，其组织的变化为：铁素体＋碳化物→马氏体→回火索氏体。回火索氏体中的铁素体已基本无碳的过饱和度，但由于锻造8418模具钢中含有Mo、V等强碳化物形成元素，600℃回火时仍会析出细小的碳化物，这些碳化物颗粒均匀分布且与铁素体良好结合，产生了弥散强化。此外，碳化物颗粒的析出和晶粒尺寸的减小能够有效阻碍位错运动，并增加晶界数量，进一步阻碍位错运动，从而使材料的硬度、屈服强度和抗拉强度明显提高。
回火索氏体也具有较高的韧性和塑性，能使材料受到冲击时更好地吸收和分散能量，晶粒的均匀分布也有助于减少应力集中和裂纹的扩展，提高材料的拉伸性能和冲击性能，从而提高材料的塑性和韧性。
05 结束语
1）锻造后的8418模具钢经过超细化热处理＋球化退火＋880℃正火处理＋1030℃淬火处理＋两次600℃回火处理后，材料最终的显微组织为晶粒细小的回火索氏体，晶粒度等级从原来的6.5级提升至8.5级，材料的屈服强度为1660MPa，抗拉强度为1800MPa，伸长率为17.58%，硬度达到566.3HV，冲击吸收能量＞300J。
2）经过锻造和热处理，8418模具钢的晶粒结构变得更加均匀细小；材料中合金元素能形成细小的粒状碳化物，并在基体中均匀分布，这些碳化物与铁素体之间形成了良好的结合。这两种因素共同作用，使材料的强度、硬度、塑性、韧性和拉伸性能均得到了显著提升，展现出优异的综合力学性能。
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