4Cr13模具鋼的等溫相變規(guī)律與預(yù)處理工藝優(yōu)化

施淵吉 ,張 振 ,楊海波 ,呂穿江

(1.南京工業(yè)職業(yè)技術(shù)大學(xué)機械工程學(xué)院,南京 210046;2.南京工程學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院,南京 211167)

0 引言

汽車和家電業(yè)的迅速發(fā)展帶動了高鏡面塑料制品需求量的逐步增加,4Cr13馬氏體不銹鋼作為典型的耐蝕鏡面塑料模具鋼廣受關(guān)注[1-3]。此類模具鋼因合金元素鉻含量較高,需要進行球化退火來消除殘余應(yīng)力、降低硬度以及改善碳化物分布[4]。球化后的碳化物顆粒形態(tài)以及尺寸分布均勻性等是衡量此類模具鋼性能的重要指標(biāo),同時球化退火處理也為后續(xù)熱處理奠定了組織基礎(chǔ),繼而影響熱處理后鋼的使用性能[5-8]。

大量研究[9-10]表明,當(dāng)過共析鋼加熱到Ac1(珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度)～Accm(二次滲碳體完全溶入奧氏體的終了溫度)間某一溫度時,碳化物不能完全溶解,而會以顆粒的形式分布在奧氏體基體上,當(dāng)溫度降低到Ac1以下某一溫度時,碳化物會成為形核核心并長大,從而完成球化過程,這個過程被稱為離異共析;該過程可實現(xiàn)過共析鋼的快速球化退火,從而提高生產(chǎn)效率,降低成本。研究[11-15]表明,球化前的初始組織對退火組織有著顯著的影響。在珠光體球化過程中,由于驅(qū)動力不同,合金元素與碳元素呈現(xiàn)3種擴散方式:當(dāng)驅(qū)動力很小時,合金元素和碳元素需要在鐵素體和奧氏體間重新分配,而鐵素體由于合金元素的分配速率較慢而緩慢生長,該類擴散模型稱為分配局部平衡(PLE)模型;在較大的驅(qū)動力下,合金元素的宏觀分配可以忽略,鐵素體的生長受碳擴散控制,生長速率大大加快,在此基礎(chǔ)上提出了非分配增長的準(zhǔn)平衡(PE)模型和可忽略分配的局部平衡(NPLE)模型[16]。

由于現(xiàn)階段對4Cr13塑料模具鋼的球化退火工藝研究較少,未能有效掌握其球化機理,目前模具企業(yè)應(yīng)用的退火工藝波動較大,球化組織控制能力欠缺,導(dǎo)致模具質(zhì)量穩(wěn)定性難以達(dá)到產(chǎn)品要求?；诖?作者采用膨脹差分儀對4Cr13塑料模具鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線(TTT)進行測試,研究了該鋼的等溫相變規(guī)律,分析了經(jīng)過不同工藝固溶和球化退火處理后鋼的組織和硬度,并獲得最優(yōu)的工藝參數(shù),旨在為優(yōu)化4Cr13模具鋼的組織控制技術(shù)提供有益借鑒。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為自制4Cr13耐蝕塑料模具鋼,采用200 kg真空感應(yīng)電爐熔煉,并鍛造成截面尺寸為60 mm×60 mm 的坯料,化學(xué)成分如表1所示。

表1 4Cr13模具鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 4Cr13 mold steel

按照YB/T 130-1997,采用DIL805A 型高精度膨脹差分儀對試驗鋼的TTT 曲線進行測試,試1樣0尺℃寸·s為-1?的4速m率m×將1試0樣mm加,熱測到試環(huán)1 0境30為℃真,空保;以溫15 min,通入氮氣并以5℃·s-1的速率分別冷卻到600,650,700,725,750,800,825℃,保溫20 h,再結(jié)合切線法和斜率法來判斷等溫轉(zhuǎn)變相變點。

將試驗鋼加工成尺寸為12 mm×12 mm×12 mm 的試樣,對其進行固溶和球化退火預(yù)處理,工藝曲線如圖1所示。其中,固溶處理溫度θ1分別為1 010,1 050,1 070,1 090℃,保溫時間t1分別為2,3 h,固溶結(jié)束后使用淬火油進行淬火。根據(jù)離異共析原理及相關(guān)研究結(jié)果[17],球化退火工藝包括奧氏體化和等溫球化2個階段。對于過共析鋼,奧氏體化溫度為Ac1～Accm間某一溫度,而4Cr13模具鋼中二次碳化物不是滲碳體,不存在明確的Accm。結(jié)合Jmatpro軟件計算結(jié)果,鐵素體、M23C6型碳化物、M7C3型碳化物完全溶入奧氏體的溫度分別為856,1 067,1 096℃,因此初步確定奧氏體化工藝為905℃保溫2 h。將奧氏體化的試驗鋼爐冷至珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間進行等溫球化處理,等溫球化溫度θ2分別為700,725,750,770℃,保溫時間t2為5,8 h,爐冷至350℃,空冷。采用HB-3000型布氏硬度計進行硬度測試,載荷為1 839 N,保載時間為10 s,每個試樣測5次取平均值。對試樣進行磨拋,用體積分?jǐn)?shù)5%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用MA 100型光學(xué)顯微鏡(OM)和Zeiss Supra 40型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。隨機選取10 張5 000倍SEM 照片,采用Image-Pro Plus 6.0圖像處理軟件對碳化物的直徑分布進行統(tǒng)計。采用SEM 附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。

圖1 4Cr13模具鋼的預(yù)處理工藝曲線Fig.1 Pretreatmentprocess curve of 4Cr13 mold steel

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 等溫相變規(guī)律

圖2為不同等溫溫度下試驗鋼的等溫轉(zhuǎn)變膨脹量ΔL及膨脹量導(dǎo)數(shù)dΔL/dt(t為時間)隨時間的變化曲線,統(tǒng)計得到的相變點如表2所示,其中相變開始和結(jié)束時間分別取珠光體轉(zhuǎn)變量(體積分?jǐn)?shù))為5%和95%的時間。由表2可知,試驗鋼在725℃下保溫時的珠光體形核孕育期最短,溫度的升高或者降低都會推遲珠光體轉(zhuǎn)變。

圖2 試驗鋼在不同溫度等溫轉(zhuǎn)變過程中膨脹量與膨脹量導(dǎo)數(shù)隨時間的變化曲線Fig.2 Curves of expansion amount vs time during isothermal(a)and derivative of expansion amount vs time(b)of test steel temperatures transformation at different

表2 試驗鋼的相變點Table 2 Phase transformation points of test steel

圖3中Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。由圖3可見,在725～825℃范圍,珠光體轉(zhuǎn)變開始時間隨等溫溫度的降低而縮短。這是由于隨著等溫溫度的降低,奧氏體的過冷度增加,為碳化物的析出提供了更大的熱力學(xué)驅(qū)動力[18],同時當(dāng)?shù)葴販囟雀哂?25℃時,碳、鉻原子的長程擴散能力得到充分保證。在725℃時的珠光體形核孕育期最短。在600～725℃范圍,隨著溫度的降低,奧氏體的過冷度進一步增加,但由于該溫度范圍未能提供足夠的擴散驅(qū)動力,原子活動能力減小,導(dǎo)致珠光體形核速率遲緩,并且無法通過擴散彌補形核附近碳、鉻元素的貧化趨勢[19],因此珠光體形核的孕育期延長,轉(zhuǎn)變明顯推遲。

圖3 試驗鋼的TTT曲線Fig.3 TTT curve of test steel

2.2 顯微組織

由圖4可以看出,經(jīng)1 010℃×2 h固溶處理后,試驗鋼中馬氏體板條上存在大量尺寸為1～3μm 的不規(guī)則球狀第二相,并于局部區(qū)域聚集,呈現(xiàn)鏈狀形態(tài)。對比1 010℃×3 h以及1 050℃×2 h固溶處理后的組織發(fā)現(xiàn),相較于延長保溫時間,提高固溶溫度能夠更有效地促使第二相溶入基體組織。經(jīng)1 050℃×3 h固溶處理后,第二相顆粒占比顯著減小,并且彌散分布于基體中,不再呈現(xiàn)鏈狀形態(tài)。結(jié)合圖5分析可知,此類第二相為未溶的鉻、釩系碳化物,推測應(yīng)為富鉻的M23C6型二次碳化物,由于固溶了較多的釩和鉬,其穩(wěn)定性較高。當(dāng)固溶溫度提高至1 070～1 090℃后,碳化物已經(jīng)基本溶解,但馬氏體板條束明顯粗化,表明伴隨著碳化物對晶界釘扎作用的逐漸消失,晶粒顯著長大。研究[15]表明,固溶溫度過高易引起晶粒尺寸增大,對后續(xù)熱處理產(chǎn)生不良的組織遺傳影響。綜上,隨著固溶溫度的提高和保溫時間的延長,試驗鋼中碳化物的溶解程度逐漸加大,但當(dāng)固溶溫度為1 070～1 090℃時,晶粒粗大。1 050℃保溫3 h的固溶熱處理工藝可使試驗鋼獲得較合適的顯微組織。后文球化退火處理均在1 050℃固溶3 h試驗鋼上進行。

圖4 不同工藝固溶處理后試驗鋼的顯微組織Fig.4 Microstructures of test steel after solution treatment with different processes

圖5 1 050℃固溶3 h后試驗鋼中未溶第二相的EDS譜Fig.5 EDSspectrum of undissolved second phase in test steel after solution at 1 050℃for 3 h

由圖6可以發(fā)現(xiàn),隨著等溫球化溫度的提高,試驗鋼組織中鏈狀碳化物數(shù)量先減少后增多,并且保溫時間越長,球狀碳化物的分布越均勻。第一階段奧氏體化過程中形成的大角度奧氏體晶界,為第二階段等溫球化過程中M23C6型碳化物的形核和長大提供了有利的位置條件[20]。當(dāng)?shù)葴厍蚧瘻囟葹?00～750℃時,過冷奧氏體具有足夠大的過冷度,為碳化物的形核提供條件,并且隨著等溫球化溫度的升高,碳、鉻等元素的擴散能力增強,碳化物核心周圍基體不會因合金元素含量下降而快速長大。當(dāng)?shù)葴厍蚧瘻囟雀哂?50℃時,雖然合金元素的擴散能力更強,但奧氏體過冷度太小,碳化物形核與長大驅(qū)動力下降。因此,750℃保溫8 h的等溫球化工藝是保證奧氏體過冷度與合金元素擴散能力均最佳的工藝,經(jīng)該工藝處理的試驗鋼的組織均勻彌散,鏈狀碳化物最少。

圖6 固溶和不同工藝球化退火預(yù)處理后試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructures of test steel after pretreatment by solotion and spheroidization annealing with different processes

由圖7可以發(fā)現(xiàn),相較于鍛態(tài)組織,1 050℃×3 h+905℃×2 h+750℃×8 h預(yù)處理后試驗鋼中的碳化物尺寸更小,形狀更接近于球狀,組織狀態(tài)更為理想。由圖8可知:預(yù)處理后試驗鋼組織中直徑小于0.5μm的碳化物占比約為78.92%,相較于鍛態(tài)組織,增加了約28.55%;直徑大于0.8μm的碳化物占比由鍛態(tài)的28.46%降低至2.5%。可知,1 050℃×3 h+905℃×2 h+750℃×8 h的預(yù)處理工藝顯著降低了試驗鋼中碳化物的平均尺寸,碳化物分布更為均勻彌散。

圖7 固溶+905℃×2 h+750℃×8 h球化退火預(yù)處理后試驗鋼的顯微組織以及鍛態(tài)顯微組織Fig.7 Microstructure of test steel after pretreatment by solution and 905℃×2 h+750℃×8 h spheroidization annealing(a)and microstructure after forging(b)

圖8 固溶+905℃×2 h+750℃×8 h球化退火預(yù)處理態(tài)和鍛態(tài)試驗鋼組織中的球狀碳化物尺寸分布Fig.8 Size distribution of spheroidal carbides in microstructure of test steel after pretreatment by s olution and 905℃×2 h+750℃×8 h spheroidization annealing and after forging

2.3 硬 度

由圖9可以看出:當(dāng)?shù)葴厍蚧瘻囟鹊陀?50℃時,等溫球化5 h試驗鋼的硬度略低于等溫球化8 h,可以推測較低溫度等溫球化退火組織中存在的殘余奧氏體穩(wěn)定性高,延長等溫時間有利于促進殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織,殘余奧氏體對硬度的影響占主導(dǎo);當(dāng)?shù)葴厍蚧瘻囟雀哂?50℃時,球化組織的粗化對硬度影響占主導(dǎo),因此等溫球化8 h時的硬度接近甚至略低于等溫球化5 h。試驗鋼的硬度隨等溫球化溫度的升高先降低后升高,等溫球化溫度為750℃時的硬度最低,約為192 HBW。與含片狀碳化物組織的鋼相比,含球狀碳化物組織鋼的硬度更低,且球狀碳化物占比越多,硬度越低[21-22]。1 050℃固溶3 h+905℃奧氏體化2 h+750℃退火8 h工藝下試驗鋼組織的彌散程度優(yōu)于其他工藝,球化效果最好,因此硬度最低。

圖9 固溶+球化退火后試驗鋼的硬度隨等溫球化溫度的變化曲線Fig.9 Curves of hardness vs isothermal spheroidization temperature of test steel after solution and spheroidization annealing

3 結(jié)論

(1)在725℃等溫時試驗鋼的珠光體形核孕育期最短,隨著溫度的升高或者下降,珠光體轉(zhuǎn)變都會推遲。

(2)經(jīng)1 010℃固溶處理后,試驗鋼組織中存在大量尺寸為1～3μm 的不規(guī)則球狀碳化物,局部呈鏈狀分布,經(jīng)1 050℃×3 h固溶處理后碳化物占比明顯降低且彌散分布,當(dāng)固溶溫度升高至1 070～1 090℃后,碳化物基本溶解,馬氏體板條束明顯粗化。試驗鋼的最優(yōu)固溶工藝為1 050℃保溫3 h。

(3)經(jīng)過1 050℃×3 h固溶處理、905℃×2 h奧氏體化2 h以及不同溫度和時間的等溫球化處理后,隨著等溫球化溫度的升高,鏈狀碳化物數(shù)量先減少后增多,并且保溫時間越長,球狀碳化物的分布越均勻;在750℃保溫8 h的等溫球化工藝下,試驗鋼的組織均勻彌散,鏈狀碳化物最少,碳化物直徑小于0.5μm 的占比約為78.92%,相較于鍛態(tài)試驗鋼增加了約28.55%。

(4)試驗鋼的硬度隨等溫球化溫度的升高先降低后升高,1050℃固溶3 h+905℃奧氏體化2 h+750℃退火8 h工藝下試驗鋼的組織彌散程度優(yōu)于其他工藝,球化效果最好,硬度最低,約為192 HBW。