蔡著文， 李 玲， 沈俞濤， 吳曉春,3

(1. 上海大學(xué) 省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 上海 200072;2. 上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 上海 200072;3. 上大鑫侖材料科技(廣東)有限公司， 廣東 肇慶 526105)

隨著模具制造業(yè)朝大型化、復(fù)雜化、精密化、高效化不斷發(fā)展，研制具有高熱導(dǎo)率、高熱強(qiáng)性、高熱穩(wěn)定性及優(yōu)異抗熱疲勞性能的大尺寸熱作模具成為重點(diǎn)科研課題之一[1]。當(dāng)今市場(chǎng)上，主流的高端熱作模具鋼材料有AISI H11、AISI H13和DIEVAR等，其以?xún)?yōu)異的淬透性、塑韌性、熱強(qiáng)性、高溫耐磨性、抗熱疲勞性等，被廣泛使用。其中H11鋼韌性好，熱疲勞裂紋出現(xiàn)早，但擴(kuò)展慢，適合大型薄壁壓鑄件，市場(chǎng)價(jià)格較低；H13鋼具有較好的熱強(qiáng)性，熱疲勞裂紋出現(xiàn)較晚，但是熱疲勞裂紋出現(xiàn)后易擴(kuò)展，導(dǎo)致模具報(bào)廢，且韌性較低，模具整體開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)大，價(jià)格相對(duì)便宜；DIEVAR鋼熱穩(wěn)定性好，韌性?xún)?yōu)異，熱疲勞裂紋出現(xiàn)較早(通常澆口位置在約1萬(wàn)模次后出現(xiàn)疲勞裂紋)，但裂紋擴(kuò)展速度慢，市場(chǎng)價(jià)格較高。

隨著高端裝備制造不斷升級(jí)，市場(chǎng)迫切需求種類(lèi)更為豐富的模具產(chǎn)品，模具材料精細(xì)化、專(zhuān)業(yè)化程度和針對(duì)性逐步加強(qiáng)。綜合AISI H13等鋼種之不足(如較弱的回火穩(wěn)定性、抗熱疲勞性能和尺寸穩(wěn)定性等)，并考慮到某些工業(yè)領(lǐng)域急需具備該類(lèi)特性的模具(如中小型精密制造模具)，本課題組參照傳統(tǒng)熱作模具鋼的合金體系，通過(guò)降低鉻含量而增加硅元素研發(fā)出新型4Cr3Mo2Si1V鋼，以期彌補(bǔ)通用型材料的性能劣勢(shì)，滿足新興市場(chǎng)需求。

據(jù)相關(guān)資料[2-3]顯示，降低鉻含量可提高鋼的回火穩(wěn)定性，以瑞典QRO 90 Supreme鋼為代表；Delagnes等[4]認(rèn)為提高鉻含量增大了滲碳體的穩(wěn)定性，從而抑制了細(xì)小M2C和MC第二相粒子的析出；張金祥等[5]對(duì)比研究了鉻含量為3%和5%的H13鋼，發(fā)現(xiàn)低鉻鋼板條內(nèi)保持較高的位錯(cuò)密度，以及數(shù)量較多的細(xì)小彌散碳化釩，利于提高材料熱穩(wěn)定性。另一方面，硅元素的加入可彌補(bǔ)因鉻元素減少導(dǎo)致的淬硬性降低，并發(fā)揮自身非碳化物形成元素的作用，在回火時(shí)抑制碳化物聚集長(zhǎng)大，進(jìn)一步提高鋼的高溫穩(wěn)定性以及抗熱疲勞裂紋等性能。Kim等[6]研究了硅對(duì)回火馬氏體中的θ相析出和ε→θ碳化物轉(zhuǎn)變的作用，準(zhǔn)平衡條件下硅元素降低滲碳體形核的驅(qū)動(dòng)力，硅原子聚集在碳化物-基體界面，減少了碳原子從基體進(jìn)入滲碳體的通量，延緩滲碳體的生長(zhǎng)。Sourmail等[7]發(fā)現(xiàn)在1%C軸承鋼中，當(dāng)Si百分含量從0.3%增加到1.2%時(shí)，殘留奧氏體的熱穩(wěn)定性和力學(xué)穩(wěn)定性得到顯著改善，添加Si不僅降低了貝氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)，還增加了殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。劉曼等[8]研究了Si元素對(duì)低碳貝氏體鋼的影響，隨硅含量的增加，固溶強(qiáng)化作用加強(qiáng)，材料抗拉強(qiáng)度逐漸提升，另一方面殘留奧氏體含量的提高使得伸長(zhǎng)率增加。

本文通過(guò)力學(xué)性能測(cè)試及微觀組織觀察對(duì)新型4Cr3Mo2Si1V熱作模具鋼的熱處理工藝進(jìn)行研究，為該合金體系下材料性能的全面開(kāi)發(fā)以及實(shí)際工程生產(chǎn)應(yīng)用奠定基礎(chǔ)，并為更加豐富的模具材料合金化系統(tǒng)研究提供相關(guān)參考信息。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用4Cr3Mo2Si1V鋼依次經(jīng)過(guò)感應(yīng)熔煉、電渣重熔、鍛造、鍛后空冷等工藝制備，主要化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分

首先借助J-MatPro熱力學(xué)計(jì)算軟件對(duì)4Cr3Mo2Si1V鋼的相變特性進(jìn)行模擬計(jì)算，以此作為參考制定熱膨脹試驗(yàn)方案，具體為：①按照YB/T 5127—1992《鋼的臨界點(diǎn)測(cè)定方法(膨脹法)》，將試樣以10 ℃/s的速率加熱到600 ℃，再慢速(200 ℃/h)加熱至1030 ℃，保溫15 min使其充分奧氏體化，最后以20 ℃/s 速率冷卻至室溫，測(cè)定相變點(diǎn)Ac1、Accm和Ms；②按照YB/T 5128—1993《鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖的測(cè)定方法(膨脹法)》，將試樣以10 ℃/s加熱至1030 ℃，保溫15 min，然后分別以10、5、1、0.8、0.5、0.3、0.1、0.05、0.04、0.03和0.01 ℃/s的冷速冷卻到室溫，根據(jù)所得結(jié)果繪制過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線。本試驗(yàn)利用BAEHR DIL 805A 高精度膨脹儀進(jìn)行，試樣尺寸為φ4 mm×10 mm。

另切取尺寸為10 mm×15 mm×20 mm金相試樣和7 mm×10 mm×55 mm無(wú)缺口沖擊試樣，分別在YFX12-130-1型和S2-5-12型箱式爐中進(jìn)行淬火和回火，淬火工藝為1000、1030、1060和1080 ℃保溫30 min，油冷，回火工藝為400、450、480、500、520、550、580、600、620和640 ℃下回火兩次，每次保溫2 h，空冷。利用69-1布洛維硬度計(jì)和MH-3顯微硬度計(jì)測(cè)量試樣的洛氏和維氏硬度。采用JB-50沖擊試驗(yàn)機(jī)，按照北美壓鑄協(xié)會(huì)NADCA 207-1990標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，沖擊能量為500 J。淬火態(tài)、回火態(tài)試樣經(jīng)機(jī)械打磨、拋光、4%硝酸酒精溶液腐蝕后，在Nikon LV 150型光學(xué)顯微鏡和Zeiss Supra 40型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡下觀察微觀組織及沖擊斷口形貌，并根據(jù)GB/T 6394—2002《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》標(biāo)準(zhǔn)中的氧化法測(cè)量晶粒度等級(jí)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 相變特性

圖1為采用J-MatPro軟件對(duì)4Cr3Mo2Si1V鋼進(jìn)行模擬計(jì)算得出的平衡相圖，主要由液相、奧氏體、鐵素體以及各類(lèi)碳化物組成。可以看出試驗(yàn)鋼穩(wěn)定態(tài)的碳化物主要有3種類(lèi)型，分別為MC、M6C和M23C6型，其中MC型強(qiáng)碳化物最難溶解，完全溶解溫度大約為1092 ℃。圖2為4Cr3Mo2Si1V鋼的CCT曲線，圖3為冷速分別在0.03、0.5、0.8、5 ℃/s下的顯微組織?？梢钥闯?，4Cr3Mo2Si1V鋼過(guò)冷奧氏體的冷卻產(chǎn)物有珠光體(P)、貝氏體(B)和馬氏體(M)。0.03 ℃/s冷速下，試驗(yàn)鋼以珠光體組織為主；0.5 ℃/s冷速下以貝氏體組織為主，存在少量馬氏體；0.8 ℃/s冷速下與5 ℃/s 下的組織基本一致，說(shuō)明在0.8 ℃/s冷速下組織已完全轉(zhuǎn)化成馬氏體。結(jié)合CCT曲線可知，珠光體臨界冷速約為0.03 ℃·s-1，貝氏體臨界冷速約為0.8 ℃·s-1。另外，試驗(yàn)測(cè)得4Cr3Mo2Si1V鋼的相變點(diǎn)Ac1、Accm和Ms分別為818、933和328 ℃，即試驗(yàn)鋼在933 ℃已經(jīng)完全奧氏體化，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的初始溫度為818 ℃，在328 ℃開(kāi)始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，由此作為參考來(lái)選定淬火、回火工藝的研究范圍。

圖1 4Cr3Mo2Si1V鋼的平衡相圖

圖2 4Cr3Mo2Si1V鋼的CCT曲線

圖3 4Cr3Mo2Si1V鋼在不同冷速下的顯微組織

2.2 淬火和回火工藝探究

圖4和圖5分別為4Cr3Mo2Si1V鋼在1000、1030、1060和1080 ℃淬火后的顯微組織和奧氏體晶粒形貌。由圖4可以看出，淬火后的組織主要為馬氏體和未溶碳化物，通過(guò)J-MatPro軟件分析，推測(cè)這些碳化物主要富含Mo、V元素，其可在之后的回火過(guò)程中促進(jìn)碳化物進(jìn)行非自發(fā)形核。隨著淬火溫度的提高，合金元素溶解程度加大，晶界處碳化物數(shù)量減少，晶界擴(kuò)展阻力變小，晶粒逐步長(zhǎng)大。另一方面，Cr、Mo、V等元素的溶解促進(jìn)固溶強(qiáng)化作用，使得基體硬度提高[9]。圖6為4Cr3Mo2Si1V鋼在不同淬火溫度下的硬度和晶粒度等級(jí)。淬火溫度為1000 ℃時(shí)硬度較小，說(shuō)明合金元素溶解量較低，固溶強(qiáng)化效果較弱，需要進(jìn)一步提高淬火溫度。淬火溫度為1060 ℃時(shí)硬度達(dá)到峰值，為57.5 HRC。當(dāng)淬火溫度超過(guò)1060 ℃后，大量合金元素的溶入導(dǎo)致奧氏體穩(wěn)定性增強(qiáng)，淬火后殘留奧氏體含量增多，奧氏體晶粒粗化及殘留奧氏體增加產(chǎn)生的軟化作用強(qiáng)于未溶碳化物溶入基體所產(chǎn)生的硬化作用[10]，導(dǎo)致硬度開(kāi)始下降。在1080 ℃下淬火，晶粒明顯長(zhǎng)大，晶粒度等級(jí)下降至6.5級(jí)，如圖5(d)所示。粗大的晶粒將給材料性能帶來(lái)不利的影響，故初步選取1030 ℃和1060 ℃作為淬火溫度并進(jìn)行回火工藝的研究。

圖4 4Cr3Mo2Si1V鋼在不同淬火溫度下的顯微組織

圖5 4Cr3Mo2Si1V鋼在不同淬火溫度下的奧氏體晶粒形貌

圖6 4Cr3Mo2Si1V鋼在不同淬火溫度下的硬度和晶粒度等級(jí)

圖7為4Cr3Mo2Si1V鋼經(jīng)1030 ℃和1060 ℃淬火和不同溫度回火后的硬度和沖擊性能?？梢钥闯?，當(dāng)淬火溫度相同時(shí)，隨著回火溫度的不斷升高，硬度先升高后降低，形成二次硬化現(xiàn)象。在淬火溫度為1030 ℃下，回火溫度為500 ℃時(shí)出現(xiàn)硬度峰值，約57 HRC，隨后硬度逐漸降低，640 ℃下的硬度降至44 HRC。相反，試驗(yàn)鋼的沖擊吸收能量隨著回火溫度的提高先降低，在回火溫度為520 ℃時(shí)降至最低，不足100 J，隨后沖擊吸收能量在550 ℃下大幅升高，接近250 J；另一方面，根據(jù)誤差棒顯示，沖擊吸收能量在400～520 ℃溫度區(qū)間下的波動(dòng)較大，550～600 ℃溫度區(qū)間下則相對(duì)穩(wěn)定，且保持較高的沖擊吸收能量水平，1030 ℃淬火+600 ℃回火后的沖擊吸收能量出現(xiàn)最大值，為265 J。

圖7 4Cr3Mo2Si1V鋼經(jīng)1030 ℃(a)、1060 ℃(b)淬火和不同溫度回火后的硬度和沖擊吸收能量

圖8為4Cr3Mo2Si1V鋼在1030 ℃淬火和450、500、600、640 ℃回火后的顯微組織。從圖8可以看出，當(dāng)回火溫度為450 ℃時(shí)，基體仍保持較為明顯的馬氏體板條特征，晶界處存在較多的長(zhǎng)條狀碳化物。隨著溫度的升高，殘留奧氏體轉(zhuǎn)化量增多，Cr、Mo、V等合金元素?cái)U(kuò)散速率加快，基體上析出大量圓整的球狀碳化物顆粒，根據(jù)圖1和相關(guān)研究[11]，形成M6C相的相變驅(qū)動(dòng)力ΔG較低，推測(cè)大顆粒碳化物主要是富含Mo元素的M6C型，細(xì)小二次碳化物則為MC型，析出強(qiáng)化作用增強(qiáng)，促使材料產(chǎn)生二次硬化現(xiàn)象，故在500 ℃回火時(shí)，硬度達(dá)到峰值，而第二相粒子的大量分布阻礙了材料進(jìn)行塑性變形，導(dǎo)致沖擊吸收能量較低。當(dāng)回火溫度升高至600 ℃時(shí)，基體開(kāi)始回復(fù)，馬氏體板條特征削弱，顆粒狀碳化物數(shù)量較500 ℃回火時(shí)有所減少，碳化物對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，導(dǎo)致材料硬度下降。相關(guān)研究[12]表明，較高溫度保溫時(shí)組織中的Cr元素不斷向M23C6相富集，造成M23C6相逐漸長(zhǎng)大，使得材料明顯軟化，沖擊吸收能量顯著提升。同時(shí)，馬氏體回復(fù)后，基體組織向鐵素體轉(zhuǎn)化，在塑性變形過(guò)程中硬度低、塑性好的鐵素體分配到更多的變形量，有效地減緩應(yīng)力集中并阻礙裂紋擴(kuò)展，從而提高鋼的沖擊性能[13]。當(dāng)回火溫度為640 ℃時(shí)，大部分回火馬氏體發(fā)生回復(fù)，碳化物顆粒嚴(yán)重粗化，導(dǎo)致材料的硬度和沖擊性能同時(shí)下降。結(jié)合圖7可知，相較于1030 ℃淬火，1060 ℃淬火時(shí)試驗(yàn)鋼在回火后的硬度并無(wú)明顯提升，但晶粒反而開(kāi)始長(zhǎng)大，沖擊吸收能量有所降低。綜合考慮強(qiáng)韌性配比，最終選取1030 ℃×30 min淬火+600 ℃×2 h回火兩次作為4Cr3Mo2Si1V鋼的最佳熱處理工藝，此時(shí)的平均硬度為52 HRC，平均沖擊吸收能量為265 J。

圖8 4Cr3Mo2Si1V鋼經(jīng)1030 ℃淬火和不同溫度回火后的顯微組織

2.3 沖擊斷口形貌分析

沖擊吸收能量是表征材料綜合性能的關(guān)鍵指標(biāo)之一，其高低不僅反映了材料前期的熱處理工藝特性，還作為材料的韌性評(píng)價(jià)指標(biāo)，優(yōu)異的沖擊性能說(shuō)明模具后期開(kāi)裂的風(fēng)險(xiǎn)較低，具有更長(zhǎng)的服役壽命。圖9為4Cr3Mo2Si1V鋼經(jīng)1030 ℃淬火和500、600 ℃回火后的沖擊斷口形貌，可見(jiàn)沖擊斷口均呈現(xiàn)出脆性斷裂和韌性斷裂的綜合形貌。通常韌窩的數(shù)量、大小及深淺與材料的韌性都有一定的相關(guān)性。經(jīng)500 ℃回火后的斷口主要由解理面和撕裂棱組成，具有明顯的脆性沿晶斷裂特征，解理面區(qū)域大，且存在許多大而不規(guī)則的凹坑，表明沖擊性能較差。而經(jīng)600 ℃回火后的斷口韌性斷裂比例相對(duì)較大，韌窩數(shù)量較多，尺寸較小，窩口圓整，沖擊性能更好。結(jié)合圖8可知，由于500 ℃回火時(shí)基體中析出大量的碳化物顆粒，帶來(lái)的析出強(qiáng)化作用促使二次硬化現(xiàn)象產(chǎn)生，材料硬度提高的同時(shí)沖擊性能降低，部分位于晶界處的碳化物顆粒成為斷裂源，而基體上分布的顆粒有利于裂紋擴(kuò)展，最終形成大量的解理面[14]。

圖9 4Cr3Mo2Si1V鋼經(jīng)1030 ℃淬火和不同溫度回火后沖擊斷口形貌

3 結(jié)論

1) 4Cr3Mo2Si1V鋼的珠光體臨界冷速約為0.03 ℃·s-1，貝氏體臨界冷速約為0.8 ℃·s-1，Ac1、Accm和Ms分別為818、933和328 ℃。

2) 經(jīng)過(guò)不同溫度淬火試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)4Cr3Mo2Si1V鋼在1030 ℃和1060 ℃油淬后保持較高的硬度，且晶粒未明顯長(zhǎng)大，其中在1060 ℃下硬度達(dá)到峰值57.5 HRC，晶粒度等級(jí)為7級(jí)。

3) 在淬火溫度為1030 ℃下，隨著回火溫度的提高，試驗(yàn)鋼硬度呈現(xiàn)先增大后降低趨勢(shì)，在500 ℃回火時(shí)最高約57 HRC，此時(shí)第二相粒子大量析出，析出強(qiáng)化作用增強(qiáng)，促使二次硬化現(xiàn)象產(chǎn)生。相反，試驗(yàn)鋼的沖擊吸收能量隨回火溫度的提高先降低，在520 ℃時(shí)降至最低，隨后在550 ℃下大幅升高，接近250 J。根據(jù)誤差棒顯示，550～600 ℃溫度區(qū)間下沖擊吸收能量則相對(duì)穩(wěn)定，并保持較高的水平。

4) 通過(guò)對(duì)比分析各工藝下的力學(xué)性能和微觀組織，最終選定1030 ℃×30 min淬火+600 ℃×2 h回火兩次作為4Cr3Mo2Si1V鋼的最佳熱處理工藝，此時(shí)平均硬度值為52 HRC，平均沖擊吸收能量為265 J。