改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼的球化處理

田 偉，李 娜，林生秀，潘偉偉，鐘慶元

(1. 陜鋼集團產(chǎn)業(yè)創(chuàng)新研究院有限公司，陜西 漢中 723000；2. 中航上大高溫合金材料股份有限公司，河北 邢臺 054800)

4Cr5Mo2MnV1Si鋼由于具有高強、高韌、耐熱等特性，常用作壓鑄鎂、鋁及其合金的模塊鋼，在模塊服役過程中往往長時間處于高溫高壓狀態(tài)，并承受著一定的沖擊力，時常有熔損沖蝕、塑形變形及熱疲勞龜裂等情況發(fā)生[1]。在該牌號鋼化學(xué)成分的基礎(chǔ)上，通過減少Si并加入Ni、Co、Cu的方法對其進(jìn)行了改進(jìn)，使其強度、韌性、耐高溫及焊接性能得到提升，模塊服役周期延長。熱處理作為模塊加工的重要環(huán)節(jié)，通過改變材料的內(nèi)部組織影響著模塊的使用壽命[2]，而模塊整個熱處理部分的球化過程，對其最終使用性能至關(guān)重要。

改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si鋼在快鍛熱加工環(huán)節(jié)終鍛溫度控制在850 ℃，在隨后的冷卻過程中會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，為了防止加工應(yīng)力、熱應(yīng)力及后續(xù)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變所產(chǎn)生的組織應(yīng)力引起模塊變形開裂，鍛后必須及時進(jìn)行去應(yīng)力退火。同時考慮到馬氏體組織的遺傳特性，避免粗大奧氏體晶粒遺傳，鍛后的馬氏體組織必須在退火過程中由非平衡組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織，獲得細(xì)小的碳化物和鐵素體的混合組織，這樣使得板條奧氏體失去形成條件，后續(xù)在熱處理奧氏體化過程會發(fā)生再結(jié)晶細(xì)化，得到細(xì)小的奧氏體晶粒[3]。另外考慮到成本因素，一般在終鍛結(jié)束后采用高溫余熱退火處理。在球化處理環(huán)節(jié)，該模塊由于包括碳化物形成元素在內(nèi)的合金含量高，多火次鍛造成形，在Ac3至Ac1間高溫段停留時間長，使得合金碳化物大量析出，形成網(wǎng)狀碳化物，嚴(yán)重削弱材料的力學(xué)性能，并且這種網(wǎng)狀碳化物在球化退火過程中無法消除，因此一般在球化退火前進(jìn)行正火[4]，一方面可以消除網(wǎng)狀碳化物，使組織更加均勻；另外鍛后余熱退火+正火可以達(dá)到細(xì)化奧氏體的目的。綜合以上加工、熱處理環(huán)節(jié)材料所有組織轉(zhuǎn)變特點得出球化過程涵蓋的熱處理工藝為：余熱退火+正火+等溫球化退火。

改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼的成分決定其淬透性很好，經(jīng)1010 ℃×0.5 h，空冷正火處理后能獲得全馬氏體組織(見圖1)，基體的碳化物顆粒呈質(zhì)點狀均勻分布。本文基于理想球化組織是等軸鐵素體上均勻彌散分布著質(zhì)點狀碳化物，結(jié)合模塊在“余熱退火+正火+等溫球化退火”熱處理過程中的顯微組織轉(zhuǎn)變特點，通過對“退火”、“正火”、“回火”熱處理機理的研究，采用等溫轉(zhuǎn)變和板條馬氏體逆轉(zhuǎn)變的方法進(jìn)行球化處理[5-6]，以期進(jìn)一步優(yōu)化球化過程，提高生產(chǎn)效率。

圖1 4Cr5Mo2MnV1Si鋼1010 ℃正火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel after normalizing at 1010 ℃

1 試驗材料與方法

改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼采用真空感應(yīng)+保護(hù)氣氛電渣重熔的方式進(jìn)行冶煉，使用60 MN快鍛熱加工成形，規(guī)格為280 mm×810 mm×Lmm，鍛后進(jìn)行“余熱退火+正火+等溫球化退火”，其化學(xué)成分如表1 所示，圖2為鍛后熱處理工藝。

表1 4Cr5Mo2MnV1Si鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖2 鍛后球化熱處理工藝Fig.2 Spheroidizing heat treatment process after forging

圖3(a)為試驗鋼的球化組織，球化級別依據(jù)SEP1614《熱作模具鋼顯微檢驗》為GE3級，屬于不可接受范圍。通過直接淬硬法得到試驗鋼的淬火組織，如圖3(b)所示，可見奧氏體晶粒度為5.0級。采用JMatpro模擬4Cr5Mo2MnV1Si鋼在平衡狀態(tài)的組織轉(zhuǎn)變曲線，如圖4所示。其中Ar1=770 ℃，Ac1=830 ℃，Ac3=940 ℃。

取尺寸為10 mm×20 mm×20 mm的試樣若干，基于圖3和圖4的試驗結(jié)果，對改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si鋼的傳統(tǒng)球化處理工藝的“正火+等溫球化退火”部分進(jìn)行了改進(jìn)，改進(jìn)后的球化處理工藝見圖5。工藝1：工件余熱退火+正火+等溫球化退火后，1010 ℃保溫0.5 h分別爐冷至820、790和760 ℃后，保溫1 h空冷；工藝2：工件余熱退火+正火+等溫球化退火后，1010 ℃保溫0.5 h空冷至室溫，隨后分別加熱至820、790和760 ℃保溫1 h空冷。

采用三氯化鐵鹽酸水溶液對退火處理后的試樣進(jìn)行腐蝕，使用ZEISS AXIO.Scope.A1型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察，并用HB-3000布氏硬度計進(jìn)行硬度測量。

圖3 4Cr5Mo2MnV1Si鋼的顯微組織(a)球化組織；(b)淬火組織Fig.3 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel(a) spheroidized structure； (b) quenched structure

圖6 4Cr5Mo2MnV1Si鋼經(jīng)工藝1球化處理后的顯微組織Fig.6 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel after spheroidizing treated by process 1(a) 820 ℃； (b) 790 ℃； (c) 760 ℃

圖4 JMatpro模擬計算所得4Cr5Mo2MnV1Si鋼平衡態(tài)組織轉(zhuǎn)變曲線Fig.4 Microstructure transition curve in equilibrium of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel calculated by JMatpro

圖5 改進(jìn)后的球化處理工藝示意圖(a)工藝1；(b)工藝2Fig.5 Schematic diagram of the modified spheroidizing treatment process(a) process 1； (b) process 2

2 試驗結(jié)果與分析

經(jīng)工藝1球化處理試樣的顯微組織和硬度如表2和圖6所示。由表2和圖6可見，加熱到1010 ℃保溫0.5 h，在Ac1和Ar1間的820 ℃、790 ℃及Ar1以下760 ℃等溫正火空冷后，顯微組織均呈板條馬氏體形態(tài)，基體上均勻彌散分布有碳化物顆粒，布氏硬度均在413 HBW左右，無法達(dá)到布氏硬度小于240 HBW技術(shù)要求的球化組織。由此分析，當(dāng)加熱到1010 ℃進(jìn)行保溫，所有的合金元素發(fā)生了回溶，導(dǎo)致γ-Fe晶格發(fā)生畸變，在隨后冷卻過程中，受溫度影響合金元素擴散能力減弱，畸變程度增加，畸變能增加，所產(chǎn)生的晶格畸變能足以開啟原子的切向移動，致使原子近程遷移，

表2 4Cr5Mo2MnV1Si鋼經(jīng)工藝1球化處理后的硬度

以切變方式向板條馬氏體轉(zhuǎn)變。在后續(xù)等溫過程中，由于長時間保溫使得合金元素析出，畸變能進(jìn)一步減小，原子遷移的能力減弱，這種切變轉(zhuǎn)變終止，低擴散激活能原子的移動開啟了擴散性相變。

經(jīng)工藝2球化處理試樣的顯微組織和硬度如圖7和表3所示。由圖7(a，b)可以看出，820、790 ℃高溫回火后，板條馬氏體已經(jīng)分解，組織為等軸鐵素體上均勻分布著質(zhì)點狀碳化物；760 ℃回火后，基體組織粗大不均勻，部分區(qū)域存在殘留馬氏體板條位向，質(zhì)點狀碳化物比較稀疏，見圖7(c)。結(jié)合硬度值，根據(jù)SEP1614標(biāo)準(zhǔn)判斷，圖7(a，b)組織達(dá)到GB3級，圖7(c)組織達(dá)到GE1級，均屬于球化處理可接受組織，但在820 ℃回火后硬度較高。由此分析：在Ar1以上820 ℃和790 ℃回火處理時，板條馬氏體位向消失，發(fā)生了完全再結(jié)晶，基體組織呈等軸狀。而在靠近Ac1的820 ℃加熱時，使得一部分碳化物發(fā)生了回溶，布氏硬度偏高。當(dāng)在Ar1以下760 ℃處理時，溫度偏低，部分板條束未發(fā)生再結(jié)晶，同時引起晶格畸變的合金元素沒有以第二相碳化物的形式析出，導(dǎo)致基體質(zhì)點狀碳化物稀疏，硬度偏高。

圖7 4Cr5Mo2MnV1Si鋼經(jīng)工藝2球化處理后的顯微組織Fig.7 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel after spheroidizing treated by process 2(a) 820 ℃； (b) 790 ℃； (c) 760 ℃

另外，為了防止該材料鍛后由于馬氏體相變開裂，同時消除馬氏體組織的遺傳現(xiàn)象，必須進(jìn)行回火處理消除內(nèi)應(yīng)力，并使其發(fā)生組織的平衡轉(zhuǎn)變，由圖7和表3 可以得出，在790 ℃高溫回火處理時組織較好，硬度較低，因此，熱鍛成形后，可采用“余熱高溫回火+正火+高溫回火(790 ℃)”的球化處理方式。

表3 4Cr5Mo2MnV1Si鋼經(jīng)工藝2球化處理后的硬度

3 結(jié)論

1) 改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼余熱退火+正火+等溫球化退火后，經(jīng)1010 ℃保溫0.5 h爐冷至820、790和760 ℃后，保溫1 h空冷，在820、790和760 ℃ 的等溫溫度下顯微組織均呈板條馬氏體形態(tài)，基體上均勻彌散分布有碳化物顆粒，布氏硬度分別為414、412和412 HBW，均未達(dá)到硬度小于240 HBW球化組織的要求。

2) 改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼余熱退火后，經(jīng)1010 ℃保溫0.5 h空冷至室溫，隨后加熱至820、790和760 ℃保溫1 h空冷，在820、790和760 ℃的回火溫度下組織均為等軸鐵素體上均勻分布著質(zhì)點狀碳化物，硬度分別為321、235和245 HBW。其中在790 ℃進(jìn)行回火效果最好，球化組織級別達(dá)到GB3級，硬度小于240 HBW。

3) 對比分析，采用“余熱退火+正火+高溫回火”(790 ℃)代替“余熱退火+正火+等溫球化退火”可實現(xiàn)改進(jìn)型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼的鍛后球化處理。