李 玲, 吳曉春

(1. 上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 上海 200072;2. 上海大學(xué) 省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 上海 200072)

隨著經(jīng)濟(jì)的發(fā)展,有學(xué)者指出“十四五”預(yù)計(jì)傳統(tǒng)模具用戶行業(yè)(汽車、家電、建材和包裝等)會(huì)實(shí)現(xiàn)“微進(jìn)”,新興用戶行業(yè)(5G、醫(yī)療、衛(wèi)生、健康、養(yǎng)老、環(huán)保和航空航天等)將會(huì)實(shí)現(xiàn)“中進(jìn)”。因此,國內(nèi)模具市場規(guī)模預(yù)計(jì)會(huì)在“十三五”基礎(chǔ)上增加10%～12%,跨上3000億臺(tái)階[1-3]。為適應(yīng)各行各業(yè)對模具材料性能的要求,新型的熱作模具鋼不斷被研發(fā)出來,帶動(dòng)國內(nèi)的模具行業(yè)不斷發(fā)展。從國內(nèi)早期使用的壓鑄模具鋼3Cr2W8V、5CrNiMo和5CrMnMo[4]到20世紀(jì)90年代研發(fā)的Y系列模具鋼和可提高國產(chǎn)航空航天零件性能的HM-3和HM-1模具鋼等[5-7],再到2000年初期劉樹勛等[8-9]推出的高Cr、Mo的HDM鋼(20Cr10Co10Mo4W2V)。學(xué)者們通過合金元素調(diào)整開發(fā)了各類適應(yīng)不同工況的模具鋼材并進(jìn)行了細(xì)致的研究。上海大學(xué)[10-13]對H13鋼進(jìn)行了多方面研究,包括元素、熱處理和組織對于模具鋼性能的影響,并與寶鋼特鋼公司聯(lián)合研制出了新鋼種SWPH13,性能與瑞典ASSAB8407鋼相當(dāng)[14]。之后上海大學(xué)先進(jìn)模具材料課題組先后采用提高Si含量降低Cr含量的方案和增加Ni方案,研發(fā)出了SDH3鋼和SDYZ鋼,分別提升了材料的熱穩(wěn)定性能和改善了淬透性有限的問題[15-18]。但目前國產(chǎn)模具鋼材料在高端市場方面仍然存在很多不足,主要包括對于模具鋼材料的質(zhì)量掌控、成分均勻性、后續(xù)熱處理組織等的控制,這往往受限于生產(chǎn)效率和生產(chǎn)成本,甚至設(shè)備承受能力,造成了材料質(zhì)量的波動(dòng)。

現(xiàn)今國內(nèi)主要使用的熱作模具鋼大多為Cr含量較高的Cr5型通用模具鋼,但Cr5型模具鋼普遍存在熱穩(wěn)定性及熱疲勞性能差的缺陷,有學(xué)者指出降低Cr含量的同時(shí)提高M(jìn)o含量可以提高熱作模具鋼的熱強(qiáng)性,以在回火過程析出彌散碳化物,形成彌散強(qiáng)化的效果,提高模具的使用性能[19-21]。在此背景下,為得到一種可應(yīng)用于對高溫強(qiáng)度及硬度持久性要求高的模具鋼,本課題組自主研發(fā)了Cr3型熱作模具鋼[22],其Cr含量與H13鋼和DIEVRA鋼相比大幅降低,具有較高的韌性,適當(dāng)?shù)挠捕?。而在?shí)際使用前,還需要進(jìn)行熱處理以調(diào)節(jié)微觀組織,得到性能更加優(yōu)良的模具鋼。過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線和過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線可以很好地幫助研究人員進(jìn)行熱處理工藝的確定,其中不同組織的相轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和結(jié)束點(diǎn)、組織的臨界轉(zhuǎn)變冷速、轉(zhuǎn)變所需時(shí)間都可指導(dǎo)組織控制[23-28]。為使得Cr3鋼具有更好的使用性能,本文利用DIL805A型淬火變形膨脹儀對Cr3鋼不同冷速和不同溫度下過冷奧氏體的相變特征進(jìn)行研究,得到試驗(yàn)鋼的相轉(zhuǎn)變規(guī)律,并與成熟鋼種DIEVRA鋼(4Cr5Mo2V鋼)的相變曲線進(jìn)行對比分析,為優(yōu)化和調(diào)整新鋼種研發(fā)方向提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料為某特鋼廠經(jīng)過中頻爐冶煉和電渣重熔精煉、鐓粗+變向拔長以及鍛后退火等工藝得到的Cr3鋼,將成熟鋼種4Cr5Mo2V鋼(以下簡稱Cr5鋼)作為對比材料,其化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

試驗(yàn)前期利用Jmat pro軟件模擬計(jì)算Cr3鋼的相組分,為達(dá)到完全奧氏體化,選取1030 ℃作為奧氏體化溫度進(jìn)行試驗(yàn)[29]。之后利用BAHRDIL805A膨脹儀進(jìn)行相變試驗(yàn),膨脹試樣尺寸為φ4 mm×10 mm,不存在裂紋等缺陷并保證圓柱兩端平行且平整。相變點(diǎn)、CCT曲線和TTT曲線的測定方案如圖1所示:①相 變點(diǎn)測定:依據(jù)YB/T 5127—2018《鋼的臨界點(diǎn)測定 膨脹法》,將試樣以10 ℃/s加熱到600 ℃,然后以0.05 ℃/s的速度繼續(xù)升溫到1030 ℃,保溫15 min后快冷(20 ℃/s)至室溫;②CCT曲線測定:依據(jù)YB/T 5128—2018《鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖的測定 膨脹法》,將試樣快速(10 ℃/s)加熱到奧氏體化溫度(1030 ℃),保溫15 min后分別以10、1、0.8、0.5、0.3、0.2、0.1、0.04、0.03、0.02、0.01 ℃/s的冷卻速率冷卻到室溫;③TTT曲線測定:依據(jù)YB/T 130—1997《鋼的等溫轉(zhuǎn)變曲線圖的測定》,同樣將試樣快速(10 ℃/s)加熱到奧氏體化溫度(1030 ℃),保溫時(shí)間15 min,然后快速(20 ℃/s) 冷到不同的等溫溫度(從Ms變化到Ac1,每25 ℃設(shè)定一個(gè)試驗(yàn)溫度,對于較關(guān)鍵的溫度范圍適當(dāng)縮小溫度間隔)。利用拐點(diǎn)切線法和倒數(shù)結(jié)合獲得更準(zhǔn)確的不同冷速下的相轉(zhuǎn)變溫度。

圖1 Cr3鋼相變點(diǎn)(a)、CCT曲線(b)和TTT曲線(c)的測試工藝

利用線切割機(jī)將經(jīng)過不同處理的試樣對切,一半試樣經(jīng)磨拋和4%硝酸酒精溶液腐蝕后在Zeiss Supra-40型掃描電鏡上進(jìn)行組織觀察,另一半試樣在MH-3型顯微硬度計(jì)上測試硬度,加載載荷為0.5 kg,每個(gè)冷速測定5個(gè)硬度點(diǎn),取其平均值。通過不同冷速下對應(yīng)的顯微組織變化及硬度,最終繪制Cr3鋼的CCT曲線和TTT曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Cr3鋼連續(xù)冷卻過程中的相變點(diǎn)溫度

相變點(diǎn)測試過程中Cr3鋼長度方向的熱膨脹量和熱膨脹率隨溫度的變化情況如圖2所示。熱膨脹量關(guān)于溫度的導(dǎo)數(shù)為熱膨脹率。在升溫階段,熱膨脹量曲線在775～825 ℃出現(xiàn)了第一個(gè)拐點(diǎn),此時(shí)發(fā)生體心立方結(jié)構(gòu)的鐵素體向面心立方結(jié)構(gòu)的奧氏體轉(zhuǎn)變,所以發(fā)生體積收縮,此轉(zhuǎn)變溫度為Cr3鋼的Ac1點(diǎn)。之后熱膨脹量曲線在875～925 ℃出現(xiàn)第二個(gè)拐點(diǎn),此時(shí)奧氏體化完成,此轉(zhuǎn)變溫度為Cr3鋼的Accm點(diǎn)。在冷卻過程中,熱膨脹曲線在310～340 ℃出現(xiàn)拐點(diǎn),體積發(fā)生膨脹代表組織開始向馬氏體轉(zhuǎn)變。以切線法為主,同時(shí)以熱膨脹率曲線為輔助共同確定Cr3鋼的相變點(diǎn)Ms=320 ℃,Ac1=795 ℃和Accm=895 ℃。

圖2 Cr3鋼的熱膨脹曲線

2.2 Cr3鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線

圖3為Cr3鋼不同冷速下的熱膨脹量和熱膨脹率與溫度的關(guān)系曲線?？梢钥闯?冷速大于0.80 ℃/s時(shí)相變溫度為200～350 ℃,且隨著冷速的增大,相變溫度逐漸下降。當(dāng)冷速為1 ℃/s時(shí),轉(zhuǎn)變開始溫度大約為350 ℃,轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度大約為230 ℃;當(dāng)冷速為0.80 ℃/s時(shí),轉(zhuǎn)變開始溫度大約為373 ℃,轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度大約為270 ℃,此時(shí)轉(zhuǎn)變區(qū)域內(nèi)可以發(fā)現(xiàn)兩個(gè)轉(zhuǎn)變峰,可判斷為發(fā)生了馬氏體+貝氏體轉(zhuǎn)變。有學(xué)者指出一階微分曲線即膨脹率曲線峰的積分面積越大,相變的主導(dǎo)地位越顯著[30],所以此時(shí)貝氏體轉(zhuǎn)變站主導(dǎo)地位。當(dāng)冷速為0.03～0.10 ℃/s時(shí),相變溫度提高到300～467 ℃,判斷此時(shí)發(fā)生貝氏體相變。當(dāng)冷速降低到0.02 ℃/s時(shí)出現(xiàn)珠光體轉(zhuǎn)變,轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間為650～750 ℃,但此時(shí)還在400 ℃左右發(fā)生貝氏體相變。當(dāng)冷速為0.01 ℃/s時(shí),僅在650～750 ℃區(qū)間出現(xiàn)珠光體組織轉(zhuǎn)變,未出現(xiàn)貝氏體相變。綜上可知,Cr3鋼馬氏體和貝氏體相變的臨界冷卻速度約為1.00 ℃/s和0.03 ℃/s。從圖3(b)還可以看出,隨著冷速的增加,發(fā)生轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間整體左移,是因?yàn)殡S著冷速的逐漸增大,奧氏體的過冷度也隨之增大,使相變開始溫度和結(jié)束溫度逐漸降低[31]。

圖3 不同冷速下Cr3鋼的熱膨脹曲線(a)和膨脹率曲線(b)

因膨脹法測量CCT曲線無法直接觀測組織情況,轉(zhuǎn)變量小時(shí)膨脹曲線變化微弱,無法準(zhǔn)確判斷,因此還需結(jié)合金相法確定組織類型,提高曲線測定的準(zhǔn)確度。圖4為不同冷卻速率下Cr3鋼的顯微組織,可見冷速為1.00 ℃/s時(shí)組織為馬氏體,冷速為0.80 ℃/s時(shí)組織為馬氏體+貝氏體組織,冷速為0.03 ℃/s時(shí)組織為貝氏體,冷速為0.02 ℃/s時(shí)出現(xiàn)珠光體組織,這與熱膨脹量曲線分析結(jié)果一致。同時(shí)由各冷速下Cr3鋼的硬度測試結(jié)果可知,隨著冷速的升高,硬度增加。當(dāng)冷速從0.01 ℃/s升高到0.02 ℃/s時(shí),組織由珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w+貝氏體,由于貝氏體比珠光體的硬度高,所以硬度快速上升;冷速在0.02～0.80 ℃/s時(shí),組織為貝氏體,貝氏體的溫度區(qū)間隨冷速增加而變窄;當(dāng)冷速超過1.00 ℃/s時(shí),相變組織為全馬氏體,此階段隨著冷速的增加,硬度也有小幅度的增加。另外冷速越高,組織越細(xì)小,也是硬度增加的重要原因。

圖4 不同冷速下Cr3鋼的顯微組織

綜合熱膨脹量曲線、顯微組織和硬度繪制Cr3鋼的CCT曲線,如圖5所示?？梢钥闯?Cr3鋼在連續(xù)冷卻時(shí),分別在高溫區(qū)、中溫區(qū)和低溫區(qū)出現(xiàn)了由過冷奧氏體向珠光體、貝氏體和馬氏體的轉(zhuǎn)變。冷速為0.01 ℃/s時(shí),組織出現(xiàn)珠光體轉(zhuǎn)變。冷速為0.02 ℃/s時(shí),珠光體轉(zhuǎn)變開始溫度降低,轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄,在冷速超過0.02 ℃/s 時(shí),組織未發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。冷速在0.03～0.80 ℃/s范圍內(nèi),組織發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變,且貝氏體轉(zhuǎn)變終了溫度隨冷速的升高而升高,貝氏體轉(zhuǎn)變量減少;當(dāng)冷速升高到1.00 ℃/s時(shí),組織只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

圖5 Cr3鋼的CCT曲線

2.3 Cr3鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線(TTT曲線)

Cr3鋼經(jīng)奧氏體化后冷卻至不同溫度進(jìn)行等溫轉(zhuǎn)變后的顯微組織如圖6和圖7所示。由圖6可以看出,Cr3鋼在650～750 ℃進(jìn)行等溫轉(zhuǎn)變時(shí),由于高溫溫度區(qū)間C原子和Fe原子都可以進(jìn)行自由擴(kuò)散,先共析鐵素體首先形核并不斷長大,C原子此時(shí)也進(jìn)行著由晶界向奧氏體母相擴(kuò)散的運(yùn)動(dòng)。當(dāng)過冷奧氏體的碳含量到達(dá)一定濃度時(shí),滲碳體開始形核并長大,C原子的擴(kuò)散形成了碳原子濃度差,促進(jìn)鐵素體和滲碳體交替形核長大,從而形成珠光體。在650～675 ℃等溫處理時(shí),組織中存在較為明顯的未球化區(qū)域。當(dāng)溫度升高時(shí),組織中未球化區(qū)域大幅減少。在700～725 ℃等溫處理時(shí),粒狀珠光體組織均勻彌散分布,是比較理想的球化組織。當(dāng)?shù)葴販囟冗M(jìn)一步升高到750 ℃時(shí),粒狀珠光體組織明顯粗化,粗大的珠光體組織不利于組織性能調(diào)控。

圖6 Cr3鋼不同溫度等溫轉(zhuǎn)變后的珠光體組織

圖7 Cr3鋼不同溫度等溫轉(zhuǎn)變后的貝氏體組織

由圖7可以看出,當(dāng)?shù)葴販囟冉档偷?20～400 ℃時(shí),原子的運(yùn)動(dòng)能力降低,但相變驅(qū)動(dòng)力增大,奧氏體通過切變方式向鐵素體轉(zhuǎn)變,而鐵素體與奧氏體存在一定的位向關(guān)系,同時(shí)碳原子可以在鐵素體中進(jìn)行短程擴(kuò)散并在一定晶面上偏聚,從而依次形成滲碳體和貝氏體。在320 ℃等溫處理時(shí),由于溫度降至Ms點(diǎn),冷速(20 ℃/s)大于臨界冷卻速度,材料仍然是過冷奧氏體狀態(tài),此時(shí)過冷奧氏體相變驅(qū)動(dòng)力大于奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的阻力,部分過冷奧氏體以切變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,部分轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w組織,如圖7(a)所示,此時(shí)組織為馬氏體+貝氏體混合組織。在335～400 ℃等溫處理時(shí)組織為貝氏體,且組織隨著等溫溫度的升高而變得粗大。綜上所述,根據(jù)Cr3鋼不同等溫溫度下的組織轉(zhuǎn)變類型,650～750 ℃為珠光體轉(zhuǎn)變溫度,320～400 ℃為貝氏體轉(zhuǎn)變溫度,低于320 ℃為馬氏體轉(zhuǎn)變溫度。

圖8為Cr3鋼在不同等溫溫度下的熱膨脹量變化曲線。由圖8可知,在不同等溫溫度下,由于相變引起的體積變化量快速增加,曲線變化較陡,當(dāng)相轉(zhuǎn)變量逐漸達(dá)到100%時(shí),相變引起的體積變化量逐漸趨于零,曲線趨于水平,整體呈現(xiàn)S型,不同溫度的膨脹量曲線均有兩個(gè)平臺(tái),分別為轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和轉(zhuǎn)變結(jié)束點(diǎn)。根據(jù)熱膨脹曲線以轉(zhuǎn)變量為1%和99%分別作為相轉(zhuǎn)變的開始時(shí)間和終了時(shí)間,得出不同溫度的相轉(zhuǎn)變開始和終了時(shí)間,再結(jié)合所測相變臨界點(diǎn)Accm、Ac1和Ms繪制Cr3鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線(TTT曲線),如圖9所示。由圖9可知,Cr3鋼的TTT曲線呈“雙C型”,貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)的溫度范圍在320～410 ℃,“鼻尖”溫度出現(xiàn)在330 ℃左右,珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)的溫度范圍在650～750 ℃,“鼻尖”溫度出現(xiàn)在715 ℃左右,此時(shí)轉(zhuǎn)變開始和結(jié)束時(shí)間分別為2330 s和17 882 s,可據(jù)此制定Cr3鋼的球化退火工藝[12]。一般的兩段式球化退火工藝而言,一段球化退火溫度為Ac1～(Ac1+20～50 ℃),二段球化退火溫度為“鼻尖”溫度±10 ℃,保溫到珠光體轉(zhuǎn)變完全,即高于轉(zhuǎn)變結(jié)束所需時(shí)間。因此,制定Cr3鋼的球化退火工藝為800～840 ℃×2～4 h+720 ℃×5～8 h。采用該工藝進(jìn)行球化退火試驗(yàn)可獲得良好的球化組織,如圖10所示。與原始組織相比,該球化退火工藝下Cr3鋼中的碳化物圓整度高,均勻度好,彌散度高,可為后續(xù)處理獲得較高性能打下良好的組織基礎(chǔ)。

圖8 Cr3鋼不同溫度等溫轉(zhuǎn)變的熱膨脹量曲線

圖9 Cr3鋼的TTT曲線

2.4 與Cr5鋼對比分析

圖11為曾艷[32]測定的Cr5鋼CCT曲線和TTT曲線。將圖11(a)與圖5對比可以看出,所測冷速范圍區(qū)間內(nèi)Cr5鋼未發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變,只有馬氏體和貝氏體轉(zhuǎn)變,而Cr3鋼CCT曲線中包含3種轉(zhuǎn)變,與Cr5鋼相比,Cr3鋼的CCT曲線整體左移。珠光體屬于擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變,其轉(zhuǎn)變過程伴隨著滲碳體和鐵素體的再分配,也會(huì)受到合金擴(kuò)散系數(shù)的影響,而合金元素的擴(kuò)散速率小于C的擴(kuò)散速率[33],且Cr元素會(huì)增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性,降低C的擴(kuò)散速度,Cr含量的升高會(huì)對溶質(zhì)產(chǎn)生拖拽作用[34],降低Cr含量則使得拖拽作用減弱,促進(jìn)珠光體的形成。有學(xué)者研究發(fā)現(xiàn),在65Mn鋼中添加的Cr可以降低奧氏體中碳的擴(kuò)散速度,起到阻止?jié)B碳體生成的作用,推遲珠光體的轉(zhuǎn)變,提高了奧氏體的穩(wěn)定性,使鋼淬火臨界冷速降低,淬透性得到提高[35],這與本文所得結(jié)論一致。另外,降低Cr含量使得貝氏體相區(qū)增大,Cr5鋼和Cr3鋼獲得全馬氏體的冷速分別為0.30 ℃/s和1.00 ℃/s,Cr3鋼的淬透性低于Cr5鋼。

圖11 Cr5鋼的CCT曲線和TTT曲線[32]

將圖11(b)與圖9對比可以看出,Cr5鋼在320～390 ℃等溫淬火時(shí)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變,“鼻尖”溫度出現(xiàn)在350 ℃附近,在695～790 ℃等溫淬火發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變,“鼻尖”溫度出現(xiàn)在725 ℃附近。與Cr5鋼相比,Cr3鋼的貝氏體相區(qū)孕育期時(shí)間和完全轉(zhuǎn)變時(shí)間均減少,Cr元素減少奧氏體與鐵素體的自由能差,減少了相變的驅(qū)動(dòng)力,降低了γ→α的轉(zhuǎn)變溫度,對貝氏體轉(zhuǎn)變有較大的推遲作用[36]。Cr元素還會(huì)減緩C的擴(kuò)散,從而推遲貝氏體轉(zhuǎn)變的發(fā)生。導(dǎo)致Cr3鋼的貝氏體相區(qū)較Cr5鋼整體左移。綜上與Cr5鋼對比,Cr3鋼的淬透性降低,在實(shí)際生產(chǎn)過程中需注意鋼錠厚度,建議先進(jìn)行模擬計(jì)算得出極限厚度,再進(jìn)行實(shí)際生產(chǎn)。

3 結(jié)論

1) 在1030 ℃奧氏體化時(shí),Cr3鋼的Ms=320 ℃,Ac1=795 ℃,Accm=895 ℃。當(dāng)Cr3鋼以不同速度連續(xù)冷卻時(shí),分別出現(xiàn)了過冷奧氏體向珠光體、貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變。Cr3鋼的馬氏體臨界冷速是1.00 ℃/s,貝氏體轉(zhuǎn)變臨界冷速為0.03 ℃/s。

2) Cr3鋼的貝氏體等溫轉(zhuǎn)變區(qū)的溫度范圍為320～400 ℃,珠光體等溫轉(zhuǎn)變區(qū)的溫度范圍在650～750 ℃,“鼻尖”溫度出現(xiàn)在715 ℃左右。

3) 與Cr5鋼相比,Cr3鋼的CCT曲線整體左移并出現(xiàn)珠光體轉(zhuǎn)變區(qū),馬氏體臨界冷速高,淬透性降低,而TTT曲線的貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)整體左移。