H13模具钢是一种热作模具钢，因其具有较高的淬透性和淬硬性,被广泛应用于模具行业。在使用过程中由于受到热疲劳、冲蚀、应力腐蚀、表面热焊合等物理、化学因素的影响,该材料的寿命严重降低^[1]。众所周知,模具的失效首先出现在材料表面,因而探索提高H13钢表面性能的实用新工艺,将具有重要的实际意义。

表面合金化作为表面改性的一种方法，它具有提高材料表面硬度、耐磨性及耐腐蚀性，防止材料热疲劳，提高使用寿命等优点而被广泛的研究和使用^[2]。近年来电子束表面合金化方法以其能量利用率高、能量透入深度大、束流偏转灵活、对焦方便和保护效果好而被广泛应用于工业与科研领域中^[3]。目前，电子束表面合金化技术在国内外都得到了深入而广泛的研究^{[4,5,6,7,8,9,10,11]}。

文中利用电子束扫描加热的方式对H13钢进行了表面合金化处理，探讨了电子束扫描对Ni60A合金层及基体熔化区显微组织和性能的影响。 1 材料与方法 1.1 材料

基体材料为热轧空冷状态的H13热作模具钢,其化学成分如表 1所示。涂层材料选用Ni60A合金粉末，粒度为48~75 μm，其化学成分如表 2所示。

采用下料锯床将H13钢板材切割成若干长度为45 mm的小段，用立式铣床加工成40 mm×35 mm ×25 mm的长方体试样。在试样40 mm×35 mm表面上，采用热喷涂的方法预先制备一层Ni60A合金层。

通常情况下，试样表面存在油污及铁锈，这将严重影响热喷涂层的质量，降低Ni60A涂层与H13钢基体的结合强度。为了避免上述因素的影响，需对基体试样进行预处理。在预处理中，首先使用砂纸除去基体试样表面的铁锈，然后将试样放入Na₂CO₃溶液待表面的油脂溶解后，用清水冲洗干净，最后对基体进行喷砂粗化，其目的为保证热喷涂层与基体良好结合。 预处理完成后，为了防止氧化，应尽早实施喷涂。采用QT-E2000-7型喷枪，使用氧乙炔中性火焰热源，在H13钢表面制备一层厚0.5～1.0 mm的Ni60A合金涂层，其工艺参数如表 3所示。喷涂前为减小基体和涂层的温度差，防止涂层中裂纹的产生，对H13钢试样进行预热处理，预热温度为300 ℃。热喷涂完成后将试样置于干燥且空气流通比较好的环境中进行自然冷却。

电子束扫描设备采用HDZ-6F高压数控真空电子束焊机。具体工艺参数：加速电压为60 kV，电子束的电流30 mA，束斑直径为4 mm，工件相对移动速度为10 mm/s。电子束扫描完成以后，沿垂直于扫描道方向，采用电火花线切割的方法加工出10 mm×10 mm×25 mm的长方体，制备成金相试样，用Tension金相显微镜观察组织结构；用日产JSM-5610LV 扫描式电子显微镜拍摄金相照片并进行EDS能谱分析；用MH-6显微硬度计进行硬度测试，测试时，加载重量为500 g，加载时为10 s，用MM200磨损试验机来测量试验试样的耐磨性,磨损试验选用YG6硬质合金磨轮(尺寸为: Ф 40 mm×12 mm),转速400 r/min,载荷为2~8 kg，磨损试验过程中每隔一定时间用精度为0.000 1 g的FA1004N型电子天平测量一次磨损失重。

1.3 电子束扫描方式

采用电子束对表面预置Ni60A合金涂层的H13钢进行表面处理，其扫描方式如图 1(a) 所示。调节电子束扫描装置中y、z方向上两对线圈构成的附加偏转线圈，在附加偏转线圈中产生的磁场使电子束在Oyz平面内产生相应的偏转，在Oyz平面形成圆形的束斑。经调试电子束设备和试验测量，控制电子束扫描的束斑直径为4 mm，固定电子束下束位置。按照设定的速度，通过移动工作台实现试样在Oxy平面的移动，进而实现对试样表面的直线扫描。图 1(b)为电子束扫描后，试样的表面形貌。

图 1 电子束扫描方式和扫描后试样表面形貌Fig. 1 Electron beam scanning method and the surface morphology of sample after scanning

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表 4为试样电子束扫描前后Ni60A合金层的组织成分，通过EDS成分分析可知,合金层中除Fe元素的含量变化较大以外其它元素的含量变化较小,基本上保持了热喷涂层的成分，在能谱测试的过程中还发现，C、B等元素在熔池中部有聚集现象。

图 2为试样经电子束扫描后，熔池横截面形貌。由图可以看出经电子束扫描后，扫描处的组织形态可以分为4个区域：即A处的熔化区，B、C白亮处的过渡区和热影响区，D处的基体。由实测可知，熔池的深度约为6 mm。

图 2 熔池的截面形貌Fig. 2 Cross section morphology of the molten pool

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图 3为试样经电子束扫描后，熔化区各处显微组织形貌。由图 3(a)~(c)可知，H13钢基体熔化区的组织又大致可分为3个区域：熔池上部(1~2 mm)的等轴晶区、熔池中部(2~4 mm)的柱状晶区和熔池底部(4~6 mm)的枝晶区。由金属凝固过程中的晶体生长与控制原理^[12]可知：熔融的金属在凝固过程中形成的组织形态主要取决于熔池中的两种热流，一是液体的自由能高于固体的自由能，固液界面存在正的温度梯度，液体凝固时释放的结晶潜热通过固体排出，这种热流情况主要出现在定向凝固中，凝固组织为柱状晶；二是液态金属处于过冷状态，液体的自由能低于固体的自由能，固液界面存在负的温度梯度，在这种情况下结晶潜热通过液体而排出，凝固组织为等轴晶。由于在熔池上部的冷却主要靠熔液与周围环境的辐射换热来完成，因此此处的冷却速度较小，过冷度小，固液界面为负的温度梯度，因此组织形态主要为等轴晶；在熔池中部凝固的晶粒主要沿垂直于熔池壁的方向生长，为定向生长，液态金属凝固时释放的热能通过已凝固的固体传出，凝固组织主要为柱状晶；在熔池的底部，熔液通过H13钢基体散热，过冷度大，形核速率大，凝固速度比较慢，凝固组织主要为枝晶和细枝晶。

图 3 电子束扫描熔化区形貌Fig. 3 Melting zone morphologies after electron beam scanning

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图 3(d)为过渡区显微组织，由图可知过渡区为白亮的完全淬火硬化区，该区域组织为隐晶马氏体+合金碳化物+残余奥氏体，同时由图可知该区域中还分布着未熔的球状碳化物。

图 3(e)为热影响区显微组织，在热影响区由于温度差别较大，组织构成复杂，主要由回火马氏体、回火索氏体、回火托氏体和碳化物组成。该区域有明显的黑白相间排列紊乱的组织,这是由于随着距离表面电子束热源的距离增加，该区域获得的能量少，温度较低，冷却速度极快，因此奥氏体中的碳和合金元素扩散不充分，形成贫碳马氏体和高碳马氏体交替存在的组织,由于贫碳马氏体易发生部分自回火,腐蚀后呈暗色,而高碳马氏体腐蚀后呈白亮色，这与文献^[13]中得到的结果相似。

图 3(f)为H13钢基体的显微组织形貌，其组织主要为回火索氏体和马氏体。图 3(g)为Ni60A合金层与基体结合处组织，由图可知，经热喷涂制备的Ni60A合金层与H13钢基体表面为机械结合，有明显的分界面，经电子束扫描后Ni60A合金层与H13钢基体完全熔合在一起，形成冶金结合。

图 3(h)(i)分别为图(g)中的热喷涂合金层和电子束扫描后的合金层组织形貌，可以发现热喷涂合金层主要为层片状的组织结构，经电子束扫描后合金层的组织均匀致密，主要由固溶体和共晶体组成，其形态主要为树枝晶和胞晶。对比图 3(i)和3(a)可知，合金层处的组织形态相对于基体熔池上部的等轴晶更细小致密，一方面由于在熔池的不同区域温度梯度和冷却速度不同导致晶体形态不同，另一方面由于Ni60A合金层中高熔点的合金元素(C,Si,B,V等)比较多，在合金层熔化时，以残留颗粒的形式存在于熔池中，当凝固时以此形核，有利于晶粒的形成，使组织更细小致密。

2.2 显微硬度分布规律

由图 4可以看出采用的H13钢基体的表面平均硬度值为95.5 HRBS(约220 HV)，采用热喷涂法制得的Ni60A合金层的平均硬度值为108.5 HRBS(约330 HV)，合金层的硬度约为基体的硬度的1.5倍。

(a) SPH meshing (b) Combination of Lagrangian and SPH图 4 基体和合金层表面平均硬度Fig. 4 Surface average hardness of the matrix and alloy layer

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由图 5可以看出经电子束扫描后，熔化区的硬度分布有很大提高但不均匀。在熔池上部(距表面0~2 mm处,包括表面合金层和基体熔化区)，显微硬度值为340 ~380 HV_0.1，比未处理前Ni60A合金层的硬度有所提高； 在熔池中部(距表面2~3 mm处)，显微硬度值为380~590 HV_0.1，为基体的硬度1.7~2.7倍；在熔池底部(距表面3~4 mm处)熔化区显微硬度为500~780 HV_0.1，为基体的硬度的2.3~3.5倍；在过渡区和热影响区(距表面4~5.5 mm处)显微硬度值呈下降趋势，从780 HV_0.1下降为280 HV_0.1。这主要是由于，经电子束扫描后，合金层与基体熔合到一起，合金层被稀释，合金层中的Ni元素含量降低，因此熔池上部的硬度比合金层有所提高；在熔池中部，合金层中高硬度、高熔点的硬质强化相Ni₂Si和Cr₂₃C₆等颗粒，经熔池中的对流作用，均匀分布在α-Fe基体中，但由于熔池中部的温度较高，冷却速度低，凝固时间长，因此凝固组织主要为粗大的柱状晶，所以熔池中部的硬度比基体硬度增加较少；在熔池底部，硬度提高比较大，这是由于，一方面Ni₂Si和Cr₂₃C₆等颗粒这些硬质相在熔池底部弥散分布，对基体起到弥散强化作用；另一方面由于熔池底部与温度低的基体接触，冷却速度较快，形成较硬的超细共晶组织，有效地阻止晶粒的长大，起到了细晶强化的作用，从而使熔池底部的硬度较基体有较大提高。过渡区和热影响区的硬度也高于基体，一是由于合金层中的硬质合金元素在高温下扩散到过渡区和热影响区；二是由于在高温下快速冷却，起到淬火的作用，从而使硬度提高。

图 5 熔池截面显微硬度Fig. 5 Microhardness of molten pool section

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图 6为H13钢基体、热喷涂Ni60A合金层以及电子束扫描后Ni60A合金层磨损后的表面形貌，图 7为相同条件下的磨损失重量。从图可以看出，它们的磨损机理及耐磨性有很大差异。图 6(a)为H13钢基体摩擦磨损后的形貌，由于未经处理的H13钢硬度比较低，磨盘表面微凸体对H13钢基体表面犁削作用较强，磨损表面有比较深而宽的犁沟出现，磨损表面粗糙。同时在磨损时，接触区的材料不断变形，呈现出明显的塑性变形，导致金属粘着而被剥落。图 6(b)为热喷涂Ni60A合金层摩擦磨损后的形貌，磨损形式主要为犁沟效应和磨粒磨损，这主要是由于经热喷涂方法制得的合金层，为层片状组织，致密度比较低，磨盘表面微凸体易压入合金层造成犁沟磨削和磨粒磨损。图 6(c)为经电子束扫描后的合金层磨损形貌，由图可知，磨损形式主要为磨粒磨损和断续的较浅的犁沟磨损。这可能是由于经电子束扫描后合金层形成的致密组织和硬质合金相，使耐磨性得到显著提高，表面不易产生磨痕和剥落。H13钢、热喷涂Ni60A合金层及电子束扫描后的Ni60A合金层的磨损失重曲线如图 7。由图可知，H13钢基体的磨损量随时间的增加而呈线性增加，在时间为50 min时，磨损量为38 mg，热喷涂Ni60A合金层及电子束扫描后的Ni60A合金层的磨损曲线在30 min时斜率稍增大，在50 min时的磨损失重量分别为18 mg和16 mg，比H13钢的耐磨性有较大提高。同时由图可知，在整个实验过程中经电子束扫描后的试样的磨损失重都比较低，因此耐磨性最好，这与测试的硬度相一致。

图 6 基体及合金层表面的磨损形貌Fig. 6 Surface abrasion morphologies of the matrix and alloy layer

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图 7 基体及合金层的磨损失重Fig. 7 Wear weight loss of the matrix and alloy layer surface

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(1) 经电子束扫描后，Ni60A合金层与H13钢基体完全熔合在一起，形成冶金结合，扫描处的组织形态可以分为4个区域：即熔化区、过渡区、热影响区和基体。试样表面的Ni60A合金层由层片状组织转变为短小的枝晶和柱状晶，H13钢基体熔化区的组织可分为：熔池上部的等轴晶区、熔池中部的柱状晶区和熔池底部的枝晶区。

(2) 经电子束扫描后，合金层的显微硬度值为340~380 HV_0.1，比未处理前Ni60A合金层的硬度有所提高；在熔池中部，显微硬度值为380~590 HV_0.1，为基体的硬度的1.7~2.7倍；在熔池底部熔化区显微硬度值为500~780 HV_0.1，为基体的硬度的2.3~3.5倍；在过渡区和热影响区显微硬度值为从780 HV_0.1到280 HV_0.1，呈下降趋势。

(3) 经电子束扫描后的合金层磨损形式主要为磨粒磨损和断续的较浅的犁沟磨损，在整个磨损实验过程中磨损失重最少，耐磨性最好。