鄒春雷，于 航，任慧遠(yuǎn)，谷金波，周 健，遲宏宵

(1.大連思泰博模具技術(shù)有限公司，大連 116600；2.鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京 100081)

0 引 言

Cr12Mo1V1鋼是一種萊氏體型高碳高合金冷作模具鋼，具有高強(qiáng)度、高耐磨性、高淬透性等特點(diǎn)，廣泛用于冷作模具、冷軋輥和刀具等的制造。但是由于存在高含量的鉻元素，該模具鋼在凝固過程中不可避免地會(huì)析出網(wǎng)狀共晶碳化物，雖然在后續(xù)的熱加工過程中這些共晶碳化物網(wǎng)能被破碎，但仍然會(huì)保留條帶狀共晶碳化物，導(dǎo)致沖擊韌性的降低，最終縮短模具的使用壽命[1-5]。目前主要通過高溫?cái)U(kuò)散工藝(提高加熱溫度或延長保溫時(shí)間)降低鋼中的枝晶偏析程度，以達(dá)到改善碳化物均勻性的目的[6-7]。近年來，為了提高組織均勻性和強(qiáng)韌性，雙淬火工藝和深冷處理工藝在壓鑄模具鋼和軸承鋼中已得到了應(yīng)用，并表現(xiàn)出顯著優(yōu)勢。陳浩[8]研究發(fā)現(xiàn)，雙淬火工藝促進(jìn)了H13熱作模具鋼中合金碳化物的溶解，改善了鋼中合金元素的偏析，同時(shí)細(xì)化了晶粒，在保證硬度的基礎(chǔ)上顯著提升了鋼的沖擊韌性。班佳樂等[9]研究表明，雙淬火可以增加GCr15軸承鋼中殘余奧氏體含量并顯著細(xì)化晶粒，從而提高抗拉強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度。還有研究[10-12]發(fā)現(xiàn)，深冷處理可以顯著降低軸承鋼殘余奧氏體含量，促進(jìn)細(xì)小碳化物的析出，提高硬度和耐磨性能。然而，目前將這2種工藝結(jié)合應(yīng)用在冷作模具鋼上的研究還鮮有報(bào)道。為此，作者以常見的冷作模具鋼Cr12Mo1V1為研究對象，研究了雙淬火+深冷處理工藝對模具鋼碳化物形貌和力學(xué)性能的影響規(guī)律，為該工藝的實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用提供一定參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為退火態(tài)Cr12Mo1V1扁鋼，由撫順特鋼提供，橫截面尺寸為40 mm×280 mm，其名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為Fe-12Cr-1Mo-0.85V-0.45Mn-0.35Si-1.5C。沿扁鋼長度方向切取厚60 mm的試樣，進(jìn)行傳統(tǒng)一次淬火+回火和雙淬火+回火熱處理。一次淬火+回火工藝：試樣置于Schmalz 966型真空淬火爐中在830 ℃預(yù)熱1 h后，升溫至1 030 ℃保溫0.5 h油淬，隨后立即在480，490，400 ℃進(jìn)行3次回火處理，保溫時(shí)間均為2 h，爐冷。雙淬火+回火工藝：試樣預(yù)熱(工藝同前)后立即進(jìn)行雙淬火(1 050 ℃×0.5 h油淬+1 030 ℃×0.5 h油淬)處理，再進(jìn)行3次回火處理(工藝同前)。為了分析深冷處理對試驗(yàn)鋼組織和性能的影響，在上述2種工藝回火熱處理前增加液氮深冷處理工藝，深冷處理工藝為-60 ℃×1 h+-120 ℃×1 h。

在試樣橫截面距離側(cè)邊(40 mm邊長)1/4位置處采用電火花線切割切取金相試樣、縱向沖擊試樣和彎曲試樣。金相試樣拋光后用質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%硝酸酒精溶液深腐蝕，采用Olympus GX51型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察碳化物形貌及分布。利用Bruker D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)依據(jù)YB/T 5338-2006標(biāo)準(zhǔn)計(jì)算鋼中的殘余奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)，采用鈷靶，測試范圍為40°～130°，掃描速率為1 (°)·min-1，每步停留時(shí)間為2 s。采用TIMETH 300 Rockwell型洛氏硬度計(jì)測試硬度，在拋光后的金相試樣表面測3個(gè)點(diǎn)取平均值?？v向沖擊試樣為無缺口試樣，尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，按照GB/T 229-1994，采用JBN-30B型擺錘試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，沖擊能量為0.15 kJ，測試無缺口沖擊吸收能量。彎曲試樣的尺寸為φ5 mm×55 mm，跨距為40 mm，按照GB/T 232-2010，采用WE-50型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)，下壓速度為0.5 mm·min-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 碳化物形貌及分布

2.1.1 退火態(tài)鋼中碳化物形貌及分布

由圖1可以看出：退火態(tài)試驗(yàn)鋼縱截面上的共晶碳化物沿變形方向呈條帶狀分布于基體，并存在一定程度的偏聚，最大碳化物顆粒尺寸在33～38 μm；橫截面上共晶碳化物的分布相對均勻。共晶碳化物不均勻度是碳化物分布均勻性的技術(shù)指標(biāo)；條帶越明顯，條帶寬度越寬，網(wǎng)狀越明顯，則共晶碳化物不均勻度的級別越高[13]，碳化物分布越不均勻。按照GB/T 14979-1994，退火態(tài)試驗(yàn)鋼的共晶碳化物不均勻度為2級，均勻性較好，但仍存在大顆粒共晶碳化物，如圖1(c)所示，組織均勻性存在一定改善空間。

圖1 退火態(tài)試驗(yàn)鋼中碳化物形貌Fig.1 Carbide morphology in annealed test steel: (a) vertical section; (b) transverse section and (c) partial magnification of transverse section

2.1.2 淬火態(tài)鋼中碳化物形貌及分布

Cr12Mo1V1模具鋼含有較高含量的碳，淬火后組織為隱晶馬氏體，在光學(xué)顯微鏡下較難辨認(rèn)。作者僅對其碳化物形貌及分布進(jìn)行分析。由圖2可以看出：不同工藝淬火后，試驗(yàn)鋼基體上仍然分布著大量的共晶碳化物，偏聚較嚴(yán)重；雙淬火(1 050 ℃淬火+1 030 ℃淬火)后試驗(yàn)鋼組織中條帶狀共晶碳化物的偏聚較第一次1 050 ℃淬火后要輕，不均勻分布現(xiàn)象有所改善。

圖2 不同工藝淬火后試驗(yàn)鋼中碳化物形貌Fig.2 Carbide morphology in quenched test steel by different processes: (a) single quenching;(b) first quenching of double-quenching and (c) double-quenching

由圖3可以看出，雙淬火后試驗(yàn)鋼原始組織中的大尺寸碳化物部分發(fā)生溶解及粒狀化，而一次淬火后鋼中的大尺寸碳化物溶解現(xiàn)象不明顯。原因在于雙淬火的第一次淬火溫度達(dá)到1 050 ℃，較高的淬火溫度促進(jìn)了較小碳化物的完全溶解，也促進(jìn)了大顆粒碳化物的部分溶解，使得大顆粒碳化物的鋒利尖角變得圓鈍，而第二次淬火保溫過程又進(jìn)一步促進(jìn)了碳化物的溶解，因此雙淬火后未溶的碳化物數(shù)量變少，粒徑趨于一致，形態(tài)趨于球狀。

圖3 不同工藝淬火后試驗(yàn)鋼中碳化物放大形貌Fig.3 Enlargement of carbide morphology in quenched test steel by different processes: (a) single quenching and (b) double-quenching

2.1.3 回火態(tài)鋼中碳化物形貌及分布

由圖4可以看出：雙淬火+回火處理后試驗(yàn)鋼中的共晶碳化物均勻程度顯著高于一次淬火+回火處理后；這2種工藝下回火態(tài)組織中共晶碳化物的形貌及分布均與淬火態(tài)組織相似，這是因?yàn)榛鼗饻囟容^低，對共晶碳化物顆粒基本無影響。在上述2種工藝中增加深冷處理并未明顯改善共晶碳化物的均勻性。

圖4 不同工藝熱處理后試驗(yàn)鋼中碳化物形貌Fig.4 Carbide morphology in test steel heat-treated by different processes: (a) single quenching+tempering; (b) double-quenching+tempering; (c) single quenching+cryogenic treatment +tempering and (d) double-quenching+cryogenic treatment+tempering

2.2 回火態(tài)鋼中殘余奧氏體含量

在淬火馬氏體形成過程中，不斷增加的馬氏體將奧氏體分割成很小的區(qū)域并對奧氏體施加巨大壓力，這阻礙了奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變而使得奧氏體殘留下來形成殘余奧氏體[14-15]。殘余奧氏體的硬度較低，不僅會(huì)降低模具的硬度，也會(huì)影響模具在使用過程中的尺寸穩(wěn)定性。因此，有必要分析模具鋼回火態(tài)組織中的殘余奧氏體含量。由圖5中不同熱處理工藝下試驗(yàn)鋼的XRD數(shù)據(jù)，計(jì)算得到的殘殘余奧氏體含量見表1。由表1可以看出，雙淬火第一次淬火后試驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體含量達(dá)到32.5%左右，第二次淬火(即雙淬火)后試驗(yàn)鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，殘余奧氏體含量降低至13.0%，但僅略低于一次淬火后的殘余奧氏體含量(15.0%)。雙淬火工藝第一次淬火的溫度較高，促進(jìn)了碳和合金元素的固溶，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，導(dǎo)致較高的殘余奧氏體含量；第二次淬火溫度較低，合金元素固溶程度較低，奧氏體穩(wěn)定性降低，殘余奧氏體含量有所降低。雙淬火+回火處理后，殘余奧氏體含量降低至2.5%，低于一次淬火+回火處理后(6.9%)。增加深冷處理工序后，回火態(tài)組織中的殘余奧氏體含量進(jìn)一步減少，這是因?yàn)樯罾涮幚頊囟仍隈R氏體轉(zhuǎn)變完成點(diǎn)Mf以下，促進(jìn)了馬氏體轉(zhuǎn)變的充分完成；深冷處理對于控制大尺寸模具的尺寸穩(wěn)定性可能具有一定作用。

圖5 不同熱處理工藝下試驗(yàn)鋼的XRD譜Fig.5 XRD patterns of test steel with different heat treatments

表1 不同熱處理狀態(tài)下試驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)

2.3 力學(xué)性能

由表2可以看出：雙淬火第一次淬火后試驗(yàn)鋼的硬度為63 HRC，第二次淬火(即雙淬火)后試驗(yàn)鋼的硬度為65 HRC，與1 030 ℃一次淬火后的硬度相當(dāng)；雙淬火+回火處理后試驗(yàn)鋼的硬度與一次淬火+回火處理后的硬度相當(dāng)；增加深冷處理后，2種工藝下試驗(yàn)鋼的硬度略微增大。研究[16]表明，當(dāng)鋼中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于0.6%時(shí)，淬火后硬度不會(huì)隨淬火溫度的升高而增大。因此，試驗(yàn)鋼的硬度主要受殘余奧氏體含量的影響。采用雙淬火工藝時(shí)，第一次1 050 ℃淬火后的殘余奧氏體含量較高，導(dǎo)致硬度較低；第二次1 030 ℃淬火后殘余奧氏體含量減少，硬度略有提升。增加深冷處理并回火后，試驗(yàn)鋼中殘余奧氏體含量減少，因此硬度略有增加。

表2 不同熱處理狀態(tài)下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of test steel in different heat treatment states

雙淬火+回火處理后試驗(yàn)鋼的無缺口沖擊吸收能量為27.9 J，比傳統(tǒng)一次淬火+回火后提高了22%左右；在上述2種工藝中增加深冷處理工序后，沖擊吸收能量變化不大，分別略微下降了1.4 J和0.4 J，這與殘余奧氏體含量降低有一定關(guān)系[17]?？箯潖?qiáng)度的變化趨勢與沖擊吸收能量基本一致，雙淬火+回火處理后試驗(yàn)鋼的抗彎強(qiáng)度為4 561 MPa，較傳統(tǒng)一次淬火工藝提升約12%；增加深冷處理工序后，2種工藝下的抗彎強(qiáng)度均略微下降，但降低程度較小。沖擊韌性及抗彎強(qiáng)度與組織的均勻性有很大關(guān)系。大尺寸不規(guī)則碳化物在馬氏體基體內(nèi)的堆積易產(chǎn)生應(yīng)力集中，高應(yīng)力導(dǎo)致這些區(qū)域裂紋的形成和擴(kuò)展傾向大大增加[18]。與傳統(tǒng)一次淬火工藝相比，雙淬火促進(jìn)了不規(guī)則碳化物的溶解，提升了碳化物的均勻性和球形度，減少了條帶狀共晶碳化物偏聚，提升了組織均勻性，使得高應(yīng)力下裂紋的形成和擴(kuò)展的傾向性大大降低[19-20]，因此試驗(yàn)鋼的沖擊韌性和抗彎強(qiáng)度提高。

3 結(jié) 論

(1) 與一次淬火+回火處理工藝相比，雙淬火+回火處理可以顯著改善Cr12Mo1V1模具鋼中共晶碳化物的條帶狀分布，使碳化物形態(tài)趨于球狀，分布更加均勻；在回火處理前增加深冷處理對于改善共晶碳化物形態(tài)和均勻性的效果不明顯，但可降低殘余奧氏體含量。

(2) 與一次淬火+回火處理相比，雙淬火+回火處理后Cr12Mo1V1模具鋼的硬度基本保持不變，沖擊吸收能量為27.9 J，抗彎強(qiáng)度為4 561 MPa，較一次淬火+回火工藝下分別提升約22%，12%。增加深冷處理工序后，Cr12Mo1V1模具鋼的沖擊韌性和抗彎強(qiáng)度僅略微下降，影響較小。

(3) 雙淬火工藝提升沖擊韌性和抗彎強(qiáng)度的主要原因之一是較高的第一次淬火溫度促進(jìn)了共晶碳化物的溶解，改善了Cr12Mo1V1模具鋼中共晶碳化物的形態(tài)和均勻性。