李 娜 閔永安 吳曉春

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444)

汽車(chē)、家電等行業(yè)的發(fā)展帶動(dòng)了塑料模具鋼的產(chǎn)品市場(chǎng)需求和研發(fā)創(chuàng)新動(dòng)力。2017年汽車(chē)用塑料模具鋼需求量增幅在4%左右[1]。在塑料模具日益大型化以及降低制造成本和縮短制造周期的市場(chǎng)需求下，預(yù)硬型塑料模具在塑料模具的應(yīng)用中仍占有主要地位，其中以貝氏體型塑料模具鋼為主[2]。大截面預(yù)硬化塑料模具鋼是在碳素結(jié)構(gòu)鋼或低合金鋼中加入微合金元素，通過(guò)控制軋制(鍛造)和控制冷卻等，即可獲得28～36 HRC的常規(guī)使用硬度。該類(lèi)模具鋼正逐步替代傳統(tǒng)的調(diào)質(zhì)鋼，市場(chǎng)占比逐年增大，具有廣闊的應(yīng)用前景[3]。但該類(lèi)產(chǎn)品由于尺寸較大，在冷卻過(guò)程中從心部到表面存在溫差，心部可能會(huì)出現(xiàn)鐵素體或珠光體，從而造成產(chǎn)品的心部硬度偏低，硬度波動(dòng)較大[4]。因此需要通過(guò)成分設(shè)計(jì)和生產(chǎn)工藝的創(chuàng)新，調(diào)整材料的相變特性。FT600是第一代非調(diào)質(zhì)預(yù)硬化塑料模具鋼，鍛造風(fēng)冷后，進(jìn)行一次回火即可使用，心部和表面均為貝氏體組織，模塊截面厚度可達(dá)600 mm[5]。為了滿(mǎn)足更大截面模具的需求，進(jìn)一步調(diào)整錳和硅的含量，成功研制出了大截面尺寸600～1 100 mm厚的SDP1貝氏體塑料模具鋼[6- 7]。

為了更清晰地掌握FT600和SDP1鋼的相變特性即化學(xué)成分、冷卻速度對(duì)過(guò)冷奧氏體組織轉(zhuǎn)變的影響，本文結(jié)合實(shí)際生產(chǎn)工藝，試驗(yàn)獲得了兩種鋼的連續(xù)冷卻相變特性曲線(xiàn)。并借助光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡，顯微硬度計(jì)和XRD等手段對(duì)試驗(yàn)鋼的組織和性能進(jìn)行分析，重點(diǎn)研究了兩種鋼連續(xù)冷卻相變的異同。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)所用材料為上海大學(xué)研制的專(zhuān)利鋼種，試樣取自成品模塊，模塊均利用鍛造預(yù)熱進(jìn)行控制冷卻得到目標(biāo)貝氏體組織，再通過(guò)一次回火調(diào)整性能。工業(yè)生產(chǎn)中FT600鋼的模塊截面尺寸大于600 mm時(shí)，心部將出現(xiàn)鐵素體且硬度低于28 HRC，這將導(dǎo)致材料的使用性能惡化。為了提高貝氏體的淬透性以改善模具鋼性能，可適當(dāng)添加Mn和Si這兩種廉價(jià)的合金元素。這是因?yàn)椋琈n元素在降低先共析鐵素體形核率的同時(shí)并抑制先共析鐵素體的生長(zhǎng)[8]。Si的作用則相反，不但增加先共析鐵素體相變形核的驅(qū)動(dòng)力，還能促進(jìn)先共析鐵素體的生長(zhǎng)[9]。因此為抑制先共析鐵素體的生長(zhǎng)以進(jìn)一步提高貝氏體淬透性，可以把降Si增Mn作為核心的合金優(yōu)化思路[10]。通過(guò)熱力學(xué)計(jì)算，在FT600鋼的基礎(chǔ)成分上提高0.5%的Mn，降低0.3%Si得到SDP1鋼。兩種鋼的具體化學(xué)成分見(jiàn)表1。

依據(jù)YB/T 5128—1993《鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)圖的測(cè)定》[11]，利用德國(guó)DIL805熱膨脹儀將φ4 mm×10 mm試樣以10 ℃/s的速率由室溫加熱到600 ℃，再以200 ℃/h速率加熱至880 ℃奧氏體化5 min，然后吹氣快冷到室溫，最后用切線(xiàn)法從膨脹曲線(xiàn)上測(cè)量出試樣的Ac1、Ac3、Ms點(diǎn)。

表1 FT600和SDP1鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of FT600 and SDP1 steels (mass fraction) %

CCT曲線(xiàn)測(cè)定工藝為：將試樣以10 ℃/s速率加熱到880 ℃奧氏體化30 min，再分別以30、5、1、0.3、0.1、0.07、0.05、0.03、0.02和0.015 ℃/s的速度冷卻至室溫。為防止氧化脫碳，試樣的加熱與冷卻均在真空中進(jìn)行。

之后將測(cè)完的試樣沿軸向進(jìn)行鑲嵌，砂紙打磨至心部，電解拋光去除應(yīng)力層。采用X- 350A型X射線(xiàn)應(yīng)力衍射儀測(cè)量試樣的殘留奧氏體含量。采用Cr- Kα射線(xiàn)，高角度掃描的2θ角范圍為142°～169°，歩距為0.2°，計(jì)數(shù)時(shí)間為0.5 s；低角度掃描的2θ角范圍為123°～134°，歩距為0.1°，計(jì)數(shù)時(shí)間為1 s。比較(211)α和(220)γ衍射峰的積分強(qiáng)度確定殘留奧氏體含量。每個(gè)試樣選取5個(gè)位置，每個(gè)位置測(cè)2次，取其平均值。

測(cè)量完殘留奧氏體后，再對(duì)試樣進(jìn)行拋光，并用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，再分別在Nikon EPIPHOT MA300光學(xué)顯微鏡和Hitachi S- 570掃描電鏡上觀察顯微組織。使用MH- 3型維氏硬度計(jì)測(cè)定顯微硬度，試驗(yàn)力500 g，保載時(shí)間15 s。結(jié)合膨脹曲線(xiàn)確定相變溫度，得到兩種鋼的CCT曲線(xiàn)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

利用切線(xiàn)法從膨脹曲線(xiàn)上測(cè)得兩種鋼的相變點(diǎn)。FT600鋼的相變點(diǎn)：Ac1=750 ℃，Ac3=820 ℃，Ms=345 ℃；SDP1鋼的相變點(diǎn)：Ac1=743 ℃，Ac3=800 ℃，Ms=315 ℃。FT600與SDP1鋼在不同冷速下的溫度- 相轉(zhuǎn)變量曲線(xiàn)分別如圖1(a)和圖1(b)所示。

FT600與SDP1鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微組織分別如圖2和圖3所示。由圖1(a)可見(jiàn)，當(dāng)冷速為0.015 ℃/s時(shí)，F(xiàn)T600鋼在610～730 ℃溫度范圍內(nèi)發(fā)生了鐵素體相變，在450 ℃以下的中溫區(qū)發(fā)生了貝氏體相變，顯微組織如圖2(a)所示。隨著冷速的增加，鐵素體量逐漸減少直至消失，如圖2(b)所示，鐵素體相變的臨界冷速約為0.1 ℃/s。在0.1～0.3 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，冷卻曲線(xiàn)上只有一個(gè)相變點(diǎn)，結(jié)合顯微組織可以判斷該冷速范圍內(nèi)只發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變。當(dāng)冷速在0.3～1 ℃/s范圍內(nèi)時(shí)，冷卻曲線(xiàn)的低溫區(qū)出現(xiàn)了新的拐點(diǎn)且顯微組織中觀察到了馬氏體，如圖2(c、d)所示。

圖1 (a)FT600和(b)SDP1鋼在不同冷速下的溫度- 相轉(zhuǎn)變量曲線(xiàn)Fig.1 Temperature- phase transformation amount curves of (a)FT600 and (b)SDP1 steels at different cooling rates

中低溫階段不同冷速下貝氏體、馬氏體的相變特征應(yīng)與碳擴(kuò)散有關(guān)。當(dāng)冷速足夠慢時(shí)，碳元素可以充分?jǐn)U散，從而只發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。隨著冷速的增加，貝氏體相變不完全，從而在隨后的冷卻過(guò)程中殘留奧氏體將發(fā)生馬氏體相變。但在該冷速范圍內(nèi)，冷速越慢，Ms點(diǎn)越低。這是因?yàn)槔渌俳档蜁r(shí)，貝氏體中的碳會(huì)擴(kuò)散至殘留奧氏體中[12]，使其更穩(wěn)定，從而降低了Ms點(diǎn)。

圖2 FT600鋼經(jīng)(a)0.015、(b)0.1、(c)0.3和(d)1 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微組織Fig.2 Microstructures of FT600 steel after continuous cooling transformation at cooling rates of (a) 0.015,(b) 0.1,(c) 0.3 and (d)1 ℃/s

由圖1(b)可見(jiàn)，與FT600鋼不同，SDP1鋼的先共析鐵素體轉(zhuǎn)變并不明顯。如圖3(a)所示，當(dāng)冷速為0.015 ℃/s時(shí)，組織中只有少量的鐵素體。在0.03～0.10 ℃/s的冷速范圍內(nèi)時(shí)，基本為貝氏體組織，如圖3(b)所示。隨著冷速的進(jìn)一步增加，組織中出現(xiàn)了馬氏體，如圖3(c)所示。當(dāng)冷速達(dá)到1 ℃/s后，基本為全馬氏體組織。

FT600鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后得到的殘留奧氏體含量見(jiàn)表2?？梢?jiàn)，隨著冷速的降低，殘留奧氏體的含量先增加后減少。在冷速為0.05 ℃/s時(shí)，殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)最多，為12.6%。與FT600鋼相比，SDP1鋼中殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)相對(duì)較少，總體在5%以下。由于殘留奧氏體在隨后的回火過(guò)程中會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而出于成本考慮，該類(lèi)模塊基本采用一次回火，故成品模塊中可能還存在著未回火的馬氏體，從而導(dǎo)致模塊的組織和硬度均勻性降低；同時(shí)殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的相變應(yīng)力也會(huì)增加大模塊熱處理開(kāi)裂的風(fēng)險(xiǎn)。因此，SDP1鋼中較低的殘留奧氏體含量將更適用于大型模塊的生產(chǎn)。

圖3 SDP1鋼經(jīng)(a)0.015、(b)0.1、(c)0.3和(d)1 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微組織Fig.3 Microstructures of SDP1 steel after continuous cooling transformation at cooling rates of (a) 0.015,(b) 0.1,(c) 0.3 and(d)1 ℃/s

表2 FT600鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后得到的殘留奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù))Table 2 Retained austenite contents in FT600 steel after continuous cooling transformation at different cooling rates (volume fraction) %

FT600和SDP1鋼中殘留奧氏體含量的差別應(yīng)該與Si含量的差異有關(guān)[12]。FT600鋼中Si含量高，而Si可以抑制滲碳體的形成，因此促進(jìn)了貝氏體中的碳原子向殘留奧氏體中的擴(kuò)散，穩(wěn)定了殘留奧氏體，因此Si含量較高的FT600鋼中殘留奧氏體的含量較高。

FT600與SDP1鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微硬度測(cè)定結(jié)果如表3所示。由表3可以看出，隨著冷速的增大，兩種鋼的硬度均逐漸升高，這與顯微組織觀察的結(jié)果基本一致。當(dāng)冷速較低時(shí)，由于鐵素體的出現(xiàn)，鋼的整體硬度偏低；冷速增加時(shí)，基本為貝氏體組織，硬度較為穩(wěn)定；冷速較快時(shí)，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，且冷速越快得到的馬氏體含量越多，硬度也越高。在相同冷速下，SDP1鋼的貝氏體淬透性高于FT600鋼，故SDP1鋼的硬度整體上高于FT600鋼。此外，試驗(yàn)范圍內(nèi)的冷速，基本可以代表大模塊冷卻時(shí)從表面到心部的冷速，相同冷速范圍內(nèi)SDP1鋼的硬度差小于FT600鋼，表明SDP1鋼的硬度均勻性更優(yōu)。

表3 FT600與SDP1鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微硬度Table 3 Micro- hardness of FT600 and SDP1 steels after continuous cooling transformation at different cooling rates HV0.5

圖4是FT600和SDP1鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線(xiàn)。表4是兩種鋼在不同冷速范圍內(nèi)的相變類(lèi)型。

對(duì)比圖4(a)和4(b)可知，SDP1鋼中先共析鐵素體的析出冷速較FT600鋼大幅度降低，這是由于Mn元素可以增加奧氏體的穩(wěn)定性，提高α相的析出功，從而對(duì)先共析鐵素體的析出及珠光體轉(zhuǎn)變起強(qiáng)烈的抑制作用[13]。因此和FT600鋼相比，SDP1鋼的鐵素體相變被強(qiáng)烈推遲，當(dāng)冷速低于0.03 ℃/s時(shí)才開(kāi)始有少量鐵素體析出，從而使得貝氏體的淬透性顯著提高。

FT600和SDP1鋼以0.03 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后得到的組織的掃描電鏡形貌如圖5所示。對(duì)比可以看出，SDP1鋼中鐵素體的含量明顯少于FT600鋼的，且FT600鋼中存在一定量的殘留奧氏體或M- A島。由于冷速較慢，兩種鋼的貝氏體基本都為粒狀貝氏體。

圖4 (a)FT600與(b)SDP1鋼的CCT曲線(xiàn)Fig.4 CCT curves of (a)FT600 and (b)SDP1 steels

表4 FT600和SDP1鋼各組織的臨界冷速Table 4 Critical cooling rates of each phase of FT600 and SDP1 steels ℃/s

FT600鋼在0.1～0.3 ℃/s的冷速范圍內(nèi)可以得到貝氏體，且在這個(gè)冷速范圍內(nèi)，貝氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度(Bs)相差不大，使得該冷速范圍內(nèi)的轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)具有平坦的頂部，說(shuō)明冷速對(duì)其Bs點(diǎn)影響不大，這有助于在大模塊截面上得到形態(tài)差異不大的組織。SDP1鋼在0.015～0.1 ℃/s的冷速范圍內(nèi)可以得到貝氏體組織，冷速范圍更寬，且貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度較低，這有助于得到性能較好的下貝氏體(LB)組織。

FT600和SDP1鋼以0.3 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后得到的組織的掃描電鏡形貌如圖6所示。在該冷速下，兩種鋼的組織均主要由貝氏體及M- A島構(gòu)成，但SDP1鋼中的下貝氏體量更多，因此SDP1鋼的硬度雖略高于FT600鋼，但兩者的硬度差已明顯減小。

圖5 在0.03 ℃/s冷速下連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后(a、c)FT600和(b、d)SDP1鋼的SEM形貌Fig.5 SEM morphologies of (a,c) FT600和(b,d)SDP1 steels after continuous cooling transformation at cooling rate of 0.03 ℃/s

圖6 以0.03 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后(a)FT600和(b)SDP1鋼的SEM形貌Fig.6 SEM morphologies of (a) FT600和(b)SDP1 steels after continuous cooling transformation at cooling rate of 0.3 ℃/s

由此可見(jiàn)，利用廉價(jià)的合金元素Mn和Si的合理微調(diào)，實(shí)現(xiàn)了慢冷速下(對(duì)應(yīng)大截面模塊)供貨態(tài)組織優(yōu)化的目標(biāo)，SDP1鋼具有殘奧含量少、穩(wěn)定性高的特點(diǎn)，與FT600鋼相比，更適合用作非調(diào)質(zhì)處理的制造環(huán)節(jié)。

3 結(jié)論

(1)FT600鋼中先共析鐵素體析出的臨界冷速為0.1 ℃/s，成分優(yōu)化的SDP1鋼的相應(yīng)臨界冷速降低至0.05 ℃/s。

(2)通過(guò)增Mn降Si的合金優(yōu)化設(shè)計(jì)，可較大幅度地降低殘留奧氏體含量，提升SDP1鋼的組織與硬度均勻性。

(3)SDP1鋼在不同冷速下的硬度差較小，組織均勻性更優(yōu)，加之更低的先共析鐵素體臨界冷速，說(shuō)明SDP1鋼適合于制造更大截面尺寸的非調(diào)質(zhì)預(yù)硬化塑料模具。