4Cr5Mo2VCo鋼的熱處理工藝優(yōu)化

李 立， 曾 艷， 吳曉春

(1. 上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 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 200444；2. 上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 上海 200444)

模具制造業(yè)的發(fā)展推動(dòng)了模具鋼材料的種類、冶煉技術(shù)和材料性能需求的不斷提升[1]。現(xiàn)今在壓鑄和熱鍛應(yīng)用中，熱龜裂是目前我國(guó)模具出現(xiàn)的最為常見的失效形式之一，而提高模具鋼在高溫服役條件下的硬度有助于增強(qiáng)材料的抗熱龜裂能力[2]。作為高溫工況下服役的材料，熱作模具鋼的熱穩(wěn)定性反映了其在高溫下抗軟化的能力，關(guān)系到鋼的高溫強(qiáng)度和熱疲勞抗力等性能指標(biāo)[3]。因此，提高材料熱穩(wěn)定性是進(jìn)一步提升壓鑄模服役期限、降低其意外龜裂失效可能性的關(guān)鍵因素。

鈷元素(Co)是高速鋼、耐熱鋼的常見合金成分，其能夠固溶于鋼基體起到強(qiáng)化作用；Co可以提高鋼在高溫下的組織穩(wěn)定性，因而允許使用更高的溫度淬火；Co元素在回火過程中可促進(jìn)二次碳化物的形核，抑制二次碳化物粗化[4-6]。本課題組以高熱強(qiáng)性材料的思路為鑒，在具有良好的抗熱龜裂、開裂、熱磨損和塑性變形性能的4Cr5Mo2V(SDVA)鋼的基礎(chǔ)上通過加入Co元素來進(jìn)一步提高材料的熱穩(wěn)定性，以提升服役壽命。本文對(duì)4Cr5Mo2VCo(SDHC)鋼的淬回火特性進(jìn)行探索，根據(jù)該鋼的工程應(yīng)用背景，結(jié)合晶粒度、硬度、顯微組織以及力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果綜合考慮，確定了材料的最佳熱處理工藝，為該材料的熱處理工藝優(yōu)化提供一定的理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料采用課題組自行研發(fā)的SDVA鋼和在其基礎(chǔ)上添了1%Co(質(zhì)量分?jǐn)?shù))元素的SDHC鋼，經(jīng)過如下工藝進(jìn)行冶煉：中頻爐熔煉→電渣重熔→電渣錠退火→高溫均勻化處理→多次鍛造→退火。化學(xué)成分如表1所示。

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

試驗(yàn)過程中淬火溫度根據(jù)模具鋼服役條件硬度要求以及Cr-Mo-V系熱作模具鋼常見淬火溫度，分別設(shè)定為 1010、1030、1060、1080和1100 ℃，采用YFX12-130-1型箱式電阻爐加熱，保溫時(shí)間為30 min，冷卻方式為油冷。采用氧化法來制備晶粒度試樣，氧化保溫時(shí)間為1 h，依照GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》，采用三圓截點(diǎn)法對(duì)不同淬火溫度下材料的平均晶粒度進(jìn)行評(píng)級(jí)。回火溫度選定為500、520、540、560、580、600和620 ℃，回火2次，每次保溫2 h。然后測(cè)量各工藝下材料的硬度和沖擊吸收能量。

硬度測(cè)量依據(jù)GB/T 230.1—2018《金屬材料 洛氏硬度試驗(yàn) 第1部分：試驗(yàn)方法》測(cè)試；沖擊試驗(yàn)依據(jù)GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行，沖擊試樣參照北美壓鑄協(xié)會(huì)標(biāo)準(zhǔn)NADCA207-2006制備，尺寸為7 mm×10 mm×55 mm，無缺口。金相試樣經(jīng)打磨拋光后，以4%的硝酸酒精進(jìn)行腐蝕；沖擊試樣在丙酮中超聲波清洗斷口，之后采用Zeiss Supra 40 型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察試樣的微觀組織形貌、碳化物的分布情況以及斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 淬火工藝

淬火溫度是影響熱作模具鋼熱處理后硬度的關(guān)鍵因素。提高淬火溫度可以使更多的合金元素溶入基體，使Cr、Mo和V等元素起到更好的強(qiáng)韌性強(qiáng)化效果以及鋼在回火時(shí)的次生硬化作用，但過高的淬火溫度會(huì)造成奧氏體晶粒粗化以及殘留奧氏體含量增加，增加鋼的脆性，使材料力學(xué)性能惡化。因此，選擇合適的淬火溫度至關(guān)重要。

由于熱作模具鋼的Mo、V含量較高，碳化物溶解溫度高，因此Cr-Mo-V系熱作模具鋼的奧氏體溫度一般選擇1000～1100 ℃[7]。圖1是不同奧氏體化溫度下SDHC鋼的硬度和晶粒度關(guān)系圖，隨淬火溫度的上升，硬度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢(shì)，并在1080 ℃時(shí)達(dá)到峰值，最大硬度59.2 HRC。同時(shí)，材料的晶粒度隨著淬火溫度的上升不斷減小，1010～1080 ℃溫度范圍內(nèi)，材料的晶粒平緩長(zhǎng)大，溫度提高至1100 ℃時(shí)晶粒尺寸變化較大。

圖1 SDHC鋼硬度及晶粒度隨淬火溫度的變化曲線Fig.1 Curves of hardness and grain grade with quenching temperature of the SDHC steel

圖2為SDHC鋼經(jīng)不同溫度淬火后的組織形貌。SDHC鋼經(jīng)不同溫度淬火后的組織主要由隱針馬氏體和未溶碳化物組成，由EDS能譜結(jié)果得知未溶碳化物主要為富V和Mo系碳化物(見圖3)。隨著淬火溫度的升高，Mo系碳化物逐漸溶解，碳化物數(shù)量不斷減少，至1100 ℃時(shí)，僅有少量尺寸較大的V系碳化物未溶解，隨著淬火溫度的升高，晶界逐漸清晰，馬氏體板條變得更加粗大。對(duì)比圖2(b，c)和圖2(f)的淬火組織，SDHC鋼在1060 ℃淬火下的未溶碳化物數(shù)量與SDVA鋼在1030 ℃時(shí)的組織相當(dāng)，而SDHC鋼經(jīng)1030 ℃淬火后組織中存在更多的未溶碳化物。由于Co原子的半徑大于α-Fe原子半徑，當(dāng)Co元素固溶于基體時(shí)，使基體的點(diǎn)陣常數(shù)變大，引起晶格畸變，阻礙合金元素往基體擴(kuò)散，延緩未溶碳化物的溶解，未溶碳化物又阻礙奧氏體的長(zhǎng)大[8]。因此，與SDVA鋼相比，SDHC鋼中碳化物的充分溶解需要更高的淬火溫度。

圖2 SDHC鋼經(jīng)不同溫度淬火后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the SDHC steel after quenching at different temperatures(a) 1010 ℃； (b) 1030 ℃； (c) 1060 ℃； (d) 1080 ℃； (e) 1100 ℃； (f) 1030 ℃, SDVA steel

圖3 圖2(b)中各測(cè)試點(diǎn)的EDS分析Fig.3 EDS analysis at each point in Fig.2(b)(a) Point 1； (b) Point 2

圖4為按照GB/T 6394—2017，采用氧化法得到的不同淬火溫度下的晶粒形貌。可見，隨著淬火溫度的升高，晶粒尺寸逐漸增大，從15～25 μm長(zhǎng)大到30～50 μm。但即使在1100 ℃下淬火，SDHC鋼的晶粒度仍小于在1030 ℃下淬火的SDVA鋼。依據(jù)圖2，SDHC鋼在1010～1100 ℃淬火后的組織相比于SDVA鋼存在更多的未溶碳化物，能更有效地釘扎晶界，阻礙原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，從而具有更小的晶粒尺寸。

圖4 SDHC鋼經(jīng)不同溫度淬火后的晶粒形貌Fig.4 Grain morphologies of the SDHC steel after quenching at different temperatures(a) 1010 ℃； (b) 1030 ℃； (c) 1060 ℃； (d) 1080 ℃； (e) 1100 ℃； (f) 1030 ℃, SDVA steel

結(jié)合圖1和圖2可知，為使更多的合金元素溶入基體組織，提高固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)降低不規(guī)則分布的大尺寸未溶碳化物對(duì)材料性能的影響，應(yīng)盡可能地提高淬火溫度。但過高的奧氏體化溫度會(huì)導(dǎo)致晶粒粗化，細(xì)晶強(qiáng)化作用降低，同時(shí)殘留奧氏體含量增加，使材料硬度降低[9]。因此后續(xù)選取1030、1060、1080 ℃作為淬火溫度探索回火工藝。

2.2 回火工藝

2.2.1 微觀組織

圖5為SDHC鋼經(jīng)不同工藝熱處理后的顯微組織。從圖5可以觀察到，回火后的顯微組織主要為回火馬氏體和析出的碳化物以及少量未溶碳化物。由圖5 (a，d，g) 可見，在540 ℃回火時(shí)，基體仍表現(xiàn)出明顯的馬氏體板條特征，分布著大量細(xì)小彌散的析出相，產(chǎn)生二次硬化作用。隨著回火溫度逐漸升高，如圖5 (c，f，i)所示，在600 ℃時(shí)可以觀察到細(xì)針狀碳化物數(shù)量減少，圓粒狀碳化物數(shù)量增多，碳化物尺寸增大；馬氏體的回復(fù)程度也逐步加大，板條合并變寬，板條邊界逐漸模糊弱化。馬氏體的回復(fù)和二次碳化物粗化的共同作用，導(dǎo)致了回火后材料硬度的降低[10]。對(duì)比不同溫度淬火試樣回火后的組織形貌，可以發(fā)現(xiàn)淬火溫度高的試樣回火后馬氏體板條邊界更加清晰，在回火溫度提高時(shí)基體的回復(fù)程度更小，針狀的細(xì)小碳化物和粗化的大尺寸碳化物數(shù)量更少，碳化物圓粒度和均勻性更好，因此具有更好的抗回火軟化性能。

圖5 SDHC鋼經(jīng)不同溫度淬火和回火后的顯微組織淬火溫度：(a～c)1030 ℃； (d～f)1060 ℃； (g～i)1080 ℃ 回火溫度： (a,d,g)540 ℃； (b,e,h)580 ℃； (c,f,i)600 ℃Fig.5 Microstructure of the SDHC steel after quenching and tempering at different temperatureQuenching temperature: (a-c) 1030 ℃； (d-f) 1060 ℃； (g-i) 1080 ℃ Tempering temperature: (a,d,g) 540 ℃； (b,e,h) 580 ℃； (c,f,i) 600 ℃

2.2.2 力學(xué)性能

圖6為淬火態(tài)試樣不同溫度回火后的硬度曲線，可見隨著回火溫度的升高，由于二次碳化物的析出強(qiáng)化作用，硬度在520 ℃回火時(shí)達(dá)到峰值，之后由于馬氏體回復(fù)以及碳化物粗化，硬度逐漸降低[11]。不同淬火溫度下的回火硬度曲線趨勢(shì)大致相同，二次硬化峰在520 ℃，與SDVA鋼相比二次硬化峰的溫度沒有明顯的偏移[12]。在較低回火溫度下，于1060 ℃下淬火的試樣硬度最高，達(dá)到了55 HRC，而在1080 ℃下淬火的試樣回火后硬度下降最多，降到了53.5 HRC。當(dāng)回火溫度在560 ℃以上時(shí)，隨著淬火溫度的升高，試樣的硬度變化更為平緩，而1030 ℃淬火試樣則表現(xiàn)出了更高的回火溫度敏感性，硬度降低的幅度最大。原因可能是淬火溫度越高，基體的殘余應(yīng)力越大，殘留奧氏體含量越多，回火后應(yīng)力快速回復(fù)，導(dǎo)致硬度較低，而隨著回火溫度的提高，殘留奧氏體分解，硬度的變化相對(duì)低溫淬火更為平緩。同時(shí)，溶入鋼中的合金元素更多，從而保證了在后續(xù)回火過程中有更多的二次碳化物析出，起到強(qiáng)化作用[13]。

圖6 SDHC鋼不回溫度淬火和回火后的硬度Fig.6 Hardness of the SDHC steel after quending and tempering temperature

圖7為淬火態(tài)試樣不同溫度回火后的沖擊吸收能量曲線。可見隨著回火溫度的升高，不同溫度淬火試樣的沖擊吸收能量整體上呈先增大后逐漸降低的趨勢(shì)。1030 ℃淬火試樣在520～540 ℃回火時(shí)具有較好的沖擊吸收能量，但隨著回火溫度的升高，沖擊吸收能量在短暫上升后，馬上平緩下降?？赡艿脑蚴?030 ℃淬火試樣的晶粒度大，晶粒細(xì)小，在細(xì)晶強(qiáng)化的作用下具有良好的強(qiáng)韌性。由于淬火后未溶碳化物較多，固溶于基體中的合金元素較少，因此隨著回火溫度的升高，在560～600 ℃時(shí)，沒有足夠的二次碳化物析出，析出強(qiáng)化作用減弱，硬度下降較快，導(dǎo)致在較高回火溫度下材料強(qiáng)度不足[14-15]，在強(qiáng)塑性綜合作用下，沖擊性能變化不明顯。當(dāng)回火溫度達(dá)到620 ℃時(shí)，材料硬度的快速下降和碳化物的進(jìn)一步粗化導(dǎo)致材料沖擊性能顯著降低。同時(shí)，根據(jù)Ostwald熟化理論，在回火過程中細(xì)小碳化物溶解，大顆粒碳化物長(zhǎng)大，在回火溫度較高時(shí)，未溶碳化物更容易發(fā)生粗化。如圖5(c)所示，1030 ℃淬火試樣相比其他淬火溫度試樣，碳化物均勻性最差，粗化的大尺寸碳化物降低了析出強(qiáng)化作用，因此表現(xiàn)出了較差的力學(xué)性能。

圖7 SDHC鋼不回溫度淬火和回火后的沖擊吸收能量Fig.7 Impact absorbed energy of the SDHC steel after quending and tempering temperature

如圖7所示，對(duì)于1060 ℃淬火試樣，未溶碳化物較少，因此在二次硬化峰值溫度(520 ℃)回火時(shí)，相比1030 ℃淬火試樣，材料中析出的碳化物數(shù)量更多、尺寸更小，析出強(qiáng)化作用更強(qiáng)，表現(xiàn)出更高的硬度，而韌性降低，因此其沖擊吸收能量低于1030 ℃淬火試樣，但隨著回火的溫度升高，材料硬度降低，沖擊吸收能量不斷提高，回火溫度在600 ℃時(shí)沖擊吸收能量達(dá)到峰值，平均沖擊吸收能量達(dá)到411 J，之后由于硬度下降明顯，材料強(qiáng)度不足，沖擊性能也快速下降。1080 ℃淬火試樣隨著回火溫度的升高，沖擊吸收能量呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢(shì)，但在回火溫度為600 ℃時(shí)略有升高。由于淬火溫度較高，基體抗回火性能更強(qiáng)，隨著回火溫度的提高，碳化物粗化速率逐漸變慢，沖擊吸收能量變化幅度更為平緩。

圖8～圖10為淬火態(tài)SDHC鋼回火后的沖擊斷口形貌。從圖8可以看出，1030 ℃淬火試樣于540 ℃回火后的沖擊斷口分布大量等軸韌窩，二次硬化峰附近碳化物細(xì)小且該淬火溫度下具有較多大尺寸未溶碳化物，因此斷口韌窩密度大、間距小而且韌窩較深，同時(shí)還分布著一些大而淺的韌窩。隨著回火溫度的升高，碳化物數(shù)量減少，尺寸變大，使得韌窩數(shù)量減少，尺寸增大，韌窩深度變淺，沖擊性能變差。韌窩變化規(guī)律與碳化物形貌相一致，與沖擊性能測(cè)試結(jié)果也一致。

圖8 SDHC鋼1030 ℃淬火和不同溫度回火后的沖擊斷口形貌Fig.8 Impact fracture morphologies of the SDHC steel quenched at 1030 ℃ and then tempered at different temperatures(a) 540 ℃; (b) 560 ℃; (c) 580 ℃; (d) 600 ℃

圖9 SDHC鋼1060 ℃淬火和不同溫度回火后的沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphologies of the SDHC steel quenched at 1060 ℃ and then tempered at different temperatures(a) 540 ℃; (b) 560 ℃; (c) 580 ℃; (d) 600 ℃

如圖9、圖10所示，隨著淬火溫度的升高，韌窩深度變淺，等軸韌窩數(shù)量減少，拉伸撕裂形成的拉長(zhǎng)韌窩數(shù)量增加，說明材料韌性隨著淬火溫度的升高而下降。由圖9可以觀察到，在1060 ℃淬火時(shí)，540 ℃回火試樣韌窩密布程度不如1030 ℃淬火試樣，但隨著回火溫度的升高，韌窩逐漸變深，大而深的韌窩數(shù)量變多，說明材料韌性不斷提高，具有更好的抗裂紋擴(kuò)展能力。從圖10可以看出，對(duì)比1030、1060 ℃淬火試樣，1080 ℃淬火試樣韌窩深度進(jìn)一步變淺。在低回火溫度下，析出的碳化物細(xì)小，且大顆粒的未溶碳化物數(shù)量少，因此主要以拉長(zhǎng)狀的撕裂韌窩為主。在580～600 ℃回火溫度范圍內(nèi)，可以觀察到類似解理平臺(tái)的小平面，斷口上具有塑性變形產(chǎn)生的撕裂棱，因此判斷為準(zhǔn)解理平面。產(chǎn)生的原因可能是淬火溫度高，導(dǎo)致馬氏體中存在更多的位錯(cuò)和孿晶，點(diǎn)陣畸變嚴(yán)重，同一晶粒內(nèi)馬氏體片的空間位向差異明顯，當(dāng)晶粒內(nèi)存在較大顆粒碳化物或夾雜時(shí)，受外力作用容易形成裂紋源，裂紋在點(diǎn)陣嚴(yán)重扭曲的晶粒內(nèi)擴(kuò)展時(shí)，邊界處容易發(fā)生較大的塑性變形以撕裂的方式連接，形成撕裂棱。而在低回火溫度下，析出的碳化物細(xì)小，且大顆粒的未溶碳化物數(shù)量少，主要以成拉長(zhǎng)狀的撕裂韌窩為主。因此，經(jīng)1080 ℃淬火后，SDHC鋼的沖擊吸收能量隨著回火溫度的升高，整體呈先上升后下降的趨勢(shì)。

壓鑄模具的常規(guī)使用硬度為44.0～46.0 HRC，依據(jù)圖6結(jié)果，對(duì)應(yīng)的SDHC鋼回火溫度為 600～610 ℃。圖11為SDHC鋼和SDVA鋼經(jīng)不同溫度淬火后再經(jīng)600 ℃×2 h回火兩次后的硬度及沖擊吸收能量。由圖11可見，SDVA鋼經(jīng)1030 ℃淬火的試樣具有最高的沖擊吸收能量，而SDHC鋼經(jīng)1060 ℃淬火后的試樣沖擊吸收能量較高，具有最好的強(qiáng)韌性配比。Co元素的加入阻礙了淬火時(shí)碳化物的溶解，在淬火溫度較低時(shí)，將存在更多的未溶碳化物，導(dǎo)致合金元素溶入不充分，造成基體強(qiáng)度不足，進(jìn)而惡化沖擊性能[16]。而淬火溫度過高會(huì)導(dǎo)致殘留奧氏體含量增加以及奧氏體晶粒長(zhǎng)大，最終造成基體塑性變差。因此，綜合考慮強(qiáng)韌性配比和硬度要求，SDHC鋼最優(yōu)的熱處理工藝為：1060 ℃淬火，再依據(jù)每次淬火和回火后的硬度，于600～610 ℃溫度范圍回火兩次可使最終的材料硬度處于44.0～46.0 HRC范圍內(nèi)，每次保溫2 h。

圖11 試驗(yàn)鋼不同溫度淬火和600 ℃回火后的硬度與沖擊吸收能量Fig.11 Hardness and impact absorbed energy of the tested steels quenched at different temperatures and then tempered at 600 ℃(a) SDHC; (b) SDVA

3 結(jié)論

1) SDHC鋼在1000～1100 ℃范圍內(nèi)淬火油冷，淬火硬度先上升后下降，在1080 ℃達(dá)到峰值59.2 HRC。

2) Co元素在奧氏體化過程中，可以阻礙碳化物向基體溶解，未溶碳化物能夠阻礙原始奧氏體晶粒長(zhǎng)大，起到細(xì)化晶粒的效果，使材料能夠在更高的溫度下進(jìn)行淬火。

3) SDHC鋼經(jīng)不同溫度淬火后，回火硬度曲線趨勢(shì)大致相同，二次硬化峰均在520 ℃附近?；鼗饻囟雀哂?60 ℃時(shí)，隨著淬火溫度的升高，硬度降低得更為平緩。

4) 不同溫度淬火試樣的沖擊吸收能量隨回火溫度升高整體上呈先上升后下降的趨勢(shì)，1060 ℃淬火試樣在600 ℃回火后表現(xiàn)出了最好的沖擊性能；1030 ℃淬火試樣由于淬火過程中未溶碳化物數(shù)量多，使回火后的組織碳化物粗化嚴(yán)重，均勻性較差，導(dǎo)致沖擊性能不佳；1080 ℃淬火試樣回火后的沖擊斷口出現(xiàn)較多的解離平面，這是由于淬火溫度高，組織應(yīng)力大，容易產(chǎn)生裂紋源，惡化了沖擊性能。

5) 結(jié)合晶粒度、回火顯微組織以及強(qiáng)韌性配比，SDHC鋼最佳的淬火溫度為1060 ℃，為獲得常規(guī)服役硬度范圍44～46 HRC，最佳的回火工藝為于600～610 ℃范圍回火兩次，每次保溫2 h，平均沖擊吸收能量可達(dá)410 J。