熱處理對冷作模具鋼Cr12MoV微觀組織及其力學(xué)性能的影響

廖婷婷,楊華東,楊 何,劉浩蘢,陳 飛,唐清明,丁義超

(1.成都工業(yè)學(xué)院 材料與環(huán)境工程學(xué)院,成都 611730;2.攀枝花水鋼紅發(fā)礦業(yè)有限公司,四川 攀枝花 617112)

Cr12MoV因其高硬度、熱穩(wěn)定性及良好的耐磨性,是目前冷作模具鋼中使用最為廣泛的鋼種之一[1-2]。隨著服役環(huán)境的變化,由于冷作模具鋼結(jié)構(gòu)復(fù)雜,在使用過程中容易發(fā)生斷裂失效[3-4]。Cr12MoV作為結(jié)構(gòu)件,有著高硬度等優(yōu)異的力學(xué)性能,能夠保證服役過程的穩(wěn)定性[5-6]。

杜思敏等[7]對比普通熱處理和深冷處理工藝對Cr12MoV鋼顯微組織和硬度的影響,發(fā)現(xiàn)深冷處理可大幅減少鋼中殘余奧氏體,提升鋼的硬度。孫秀華等[8]對比了撫鋼生產(chǎn)的冷作模具鋼Cr12MoV和Cr12Mo1V1的熱處理性能,發(fā)現(xiàn)淬火后2種冷作模具鋼的硬度峰值近似,當(dāng)?shù)蜏?00 ℃回火時,其硬度更高。王喜剛等[9]研究Cr12MoV的力學(xué)性能,發(fā)現(xiàn)Al元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%的試驗(yàn)鋼的最佳熱處理參數(shù)為等溫退火工藝的升溫溫度870 ℃,降溫溫度760 ℃,淬火溫度1 000 ℃,硬度最高達(dá)到了28.9 HRC。閆麗靜等[10]研究熱處理工藝對Cr12MoV冷擠壓模具鋼組織和力學(xué)性能的影響,發(fā)現(xiàn)淬火前的預(yù)熱、調(diào)質(zhì)處理,淬火后二次回火都可以細(xì)化Cr12MoV鋼的晶粒,提高其力學(xué)性能。鄧小虎等[11]研究Cr12MoV模具鋼的回火工藝,發(fā)現(xiàn)回火后析出的合金碳化物組織更為細(xì)小,試樣畸變和殘余應(yīng)力更小,表面硬度分布更均勻。

對于Cr12MoV的韌性及斷裂機(jī)理,王寧等[12]發(fā)現(xiàn)材料中存在大量粗大角塊狀共晶碳化物是導(dǎo)致刀具早期開裂的主要原因。牟風(fēng)等[13]發(fā)現(xiàn)Cr12MoV的脆性斷裂,刀具設(shè)計時原材加工余量少,成品刀具表面存在殘余黑皮,加工時產(chǎn)生應(yīng)力集中是導(dǎo)致刀具斷裂的主要原因。原材中的半網(wǎng)狀共晶碳化物和熱處理工藝不當(dāng)是造成刀具斷裂的次要原因。Fang等[14]研究了合金元素對鑄態(tài)Cr12MoV冷作模具鋼組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明Mo對晶粒尺寸影響不大,而V和Ce能有效細(xì)化晶粒結(jié)構(gòu),且Ce的加入有利于破壞晶界共晶網(wǎng)絡(luò)。隨著V質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加和Ce質(zhì)量分?jǐn)?shù)的降低,合金的抗壓屈服強(qiáng)度和顯微硬度均有所提高。Fu等[15]制備了RE-Ti改性Cr12MoV鋼模具,研究發(fā)現(xiàn),隨著Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加,合金的沖擊韌性顯著提高,抗拉強(qiáng)度略有提高,且碳化物的分布和形貌得到改善。

本文采用不同的淬火溫度和回火溫度,研究熱處理對冷作模具鋼Cr12MoV微觀組織及其力學(xué)性能的影響,探索其最佳熱處理工藝。

1 材料與方法

本研究使用的Cr12MoV鋼光板(20 mm×20 mm×50 mm,化學(xué)成分如表1所示),主要采用箱式電阻爐(SX-4-10)進(jìn)行熱處理工藝。首先進(jìn)行退火工藝:在860 ℃下保溫2 h,以30 ℃/h冷速爐冷,然后在740 ℃下保溫4 h,隨爐冷卻到500 ℃,出爐空冷。然后進(jìn)行淬火工藝:在980 ℃下保溫1 h,油冷;在950 ℃保溫1 h,油冷。最后進(jìn)行回火:210 ℃(或520 ℃)下保溫2 h。樣品編號設(shè)置及其熱處理參數(shù)如表2所示[16]。

表1 Cr2MoV的化學(xué)成分 %

表2 Cr2MoV的樣品設(shè)置

本試驗(yàn)使用X射線衍射儀(TD-3500)對Cr12MoV進(jìn)行物相分析,使用洛氏硬度計(HRS-150D)測量其硬度,用金屬擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)(JB300-B)進(jìn)行沖擊韌度測試,并使用倒置式金相顯微鏡(XJP-3A,重慶光學(xué)儀器)進(jìn)行顯微金相組織的觀察與拍照。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 X射線衍射

為確定熱處理后Cr12MoV的物相結(jié)構(gòu),其X射線衍射(X-ray diffraction,XRD)圖譜如圖1所示。從圖1可以看出,熱處理后的Cr12MoV各樣品的峰位基本相同,峰值接近。主峰位的45° (110)對應(yīng)主衍射峰的基體相α-Fe。在45° (220)和82° (141)的峰位,對應(yīng)滲碳體(Fe3C)。從45° (110)、65° (200)、82° (211)、98° (220)和116° (310)處的峰位,對應(yīng)Fe-Cr化合物。這與吳一弘[17]和鐘奇鳴等[18]的Cr12MoV鋼原始材料的物相組成中的峰位類似,說明熱處理對于基本物相偏移和轉(zhuǎn)變的影響較小。

圖1 Cr12MoV冷作模具鋼的XRD圖譜

2.2 金相顯微組織

Cr12MoV鋼經(jīng)不同熱處理工藝處理后的金相組織如圖2所示。其中,圖2(a)為Cr12MoV經(jīng)過860 ℃退火后的金相組織圖,可以看出,組織中存在大量白色的晶粒細(xì)小的珠光體,呈板條狀形態(tài),周圍存在的黑色小點(diǎn),即從珠光體上溶解出來的碳化物。圖2(b)為980 ℃淬火后的Cr12MoV的顯微金相結(jié)構(gòu)圖,圖中可觀察到,組織中存在大量的晶粒較細(xì)小的淬火馬氏體以及少量碳化物,還有少量未發(fā)生轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體。圖2(c)為980 ℃淬火與210 ℃回火后的Cr12MoV的顯微金相結(jié)構(gòu)圖,組織中有回火馬氏體、殘余奧氏體、少量碳化物,并且馬氏體的晶粒較粗大且碳化物的形態(tài)與分布并不均勻。圖2(d)為980 ℃淬火與520 ℃回火后的Cr12MoV的顯微金相結(jié)構(gòu)圖,組織中含有大量細(xì)小晶粒的回火索氏體,因?yàn)楦邷鼗鼗鹣喈?dāng)于殘余奧氏體的二次淬火,所以組織中的殘余奧氏體得到了充分的索氏體轉(zhuǎn)變,且高溫促進(jìn)了較小碳化物的完全溶解和大塊帶有尖角的碳化物的局部溶解,使得基體中的碳化物在高溫回火時再次彌散析出并均勻分布[19],因此使得組織中碳化物的形態(tài)、大小及分布都得到了改善。

(a) 860 ℃退火 (b) 980 ℃淬火

(c)980 ℃淬火210 ℃回火 (d)980 ℃淬火520 ℃回火

(e)950 ℃淬火 (f)950 ℃淬火210 ℃回火

(g)950 ℃淬火520 ℃回火圖2 不同熱處理工藝后的Cr12MoV的顯微金相結(jié)構(gòu)

圖2(e)為950 ℃淬火后的Cr12MoV的顯微金相結(jié)構(gòu)圖,與980 ℃淬火相比,其組織中的淬火馬氏體含量相對較少,并且存在一定量的碳化物和殘余奧氏體,組織中雖然也存在大量的馬氏體,但因其晶粒較粗大,且含有一些殘余奧氏體,所以在硬度上會比980 ℃淬火的材料硬度低一些。圖2(f)為950 ℃淬火后與210 ℃回火的Cr12MoV的顯微金相結(jié)構(gòu)圖,可看出經(jīng)過淬火加低溫回火得到的組織中馬氏體和殘余奧氏體并存,并且殘余奧氏體的含量不少,還有一些未溶解且分布不均勻的碳化物,組織中存在大量的殘余奧氏體是由于在低溫下回火,殘余奧氏體不能發(fā)生向馬氏體轉(zhuǎn)變的相變,所以材料的硬度較高。圖2(g)為950 ℃淬火與520 ℃回火后的Cr12MoV的顯微金相結(jié)構(gòu)圖,組織中大部分都是灰黑色的回火索氏體,以及索氏體周圍析出的碳化物,這是因?yàn)樵诟邷鼗鼗饡r,材料的組織雖然不發(fā)生轉(zhuǎn)變,但是在冷卻時卻相當(dāng)于發(fā)生二次淬火[20-21],因此組織中的殘余奧氏體在冷卻時轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w,且因?yàn)槭歉邷鼗鼗?組織中的碳和合金元素會重新形成碳化物彌散并均勻析出,因?yàn)槎寄芡耆D(zhuǎn)變和析出,所以晶粒很細(xì)小,導(dǎo)致組織的韌性較好,但相對于低溫回火的組織硬度較低。

2.3 硬度測試

圖3為Cr12MoV冷作模具鋼的洛氏硬度(*表示樣本之間的顯著性差異)。從圖3可以看出,未經(jīng)任何處理的Cr12MoV鋼面板(0號)的硬度為47,經(jīng)過860 ℃退火處理后(1號),其硬度值降低(41)。隨后,經(jīng)過淬火和回火熱處理工藝后的其他樣品(2、3、4、5、6和7號),其硬度值具有提高。經(jīng)980 ℃淬火后的樣品,其硬度為78,比原始樣品高一倍。經(jīng)950 ℃淬火后的樣品,其硬度為76。對比2個淬火溫度980 ℃和950 ℃,發(fā)現(xiàn)980 ℃對樣品硬度的提升效果更為顯著。影響模具材料硬度的主要因素是微觀組織中的馬氏體中含有過飽和的碳,馬氏體中的碳占據(jù)晶體α-Fe晶格間隙的位置造成的晶格畸變使得組織產(chǎn)生了明顯的固溶強(qiáng)化[22],且在進(jìn)行熱處理工藝時,溫度越高,碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)就越高,在980 ℃時組織中溶解到奧氏體中的碳化物數(shù)量處于最佳狀態(tài),又因?yàn)榇慊饡r的冷卻速度很迅速,所以組織中奧氏體中的碳還沒來得及擴(kuò)散因此全部保留在了馬氏體中,所以冷卻至室溫的組織中的馬氏體中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨著淬火溫度的升高而逐漸增加,進(jìn)而導(dǎo)致淬火處理后的模具材料的硬度值也逐漸升高。

(a)所有樣品

(b)不同淬火和回火工藝后Cr12MoV樣品圖3 Cr12MoV冷作模具鋼的洛氏硬度

2.4 沖擊韌度

圖4為Cr12MoV 冷作模具鋼的沖擊功(*表示樣本之間的顯著性差異)。從圖4可以看出,未經(jīng)任何處理的Cr12MoV的沖擊功為19.27 J(0號),經(jīng)過860 ℃退火處理后,1號樣品沖擊功增大(21.33 J)。經(jīng)過淬火和回火熱處理工藝后的其他樣品(2、3、4、5、6和7號),其沖擊功與均比1號和2號有顯著提升。從2、3和4號樣品來看,經(jīng)過980 ℃淬火后,沖擊功為26.90 J;經(jīng)過210或520 ℃回火后,沖擊功有顯著提升;520 ℃回火后的樣品比210 ℃回火后的沖擊功也有顯著提高,說明回火溫度越高,沖擊功數(shù)值越大,體現(xiàn)了更大的沖擊韌性。同理,從5、6和7號樣品來看,與2、3和4號樣品有著類似的規(guī)律。對比980 ℃和950 ℃淬火后的樣品來看,980 ℃淬火后的樣品的沖擊功值顯著高于950 ℃淬火后的,說明淬火溫度越高,其沖擊功數(shù)值越大,有著更大的沖擊韌性。同時,我們可以發(fā)現(xiàn),在980 ℃淬火520 ℃回火的工藝下,樣品有著最大的沖擊功36.07 J。

圖4 Cr12MoV冷作模具鋼的沖擊功

3 結(jié)論

本研究通過熱處理方式,研究Cr12MoV冷作模具鋼在經(jīng)過淬火處理(980/950 ℃)、高溫回火(210/520 ℃)等熱處理后的微觀組織硬度和沖擊韌性的變化,得到以下結(jié)論:

1)熱處理工藝對Cr12MoV冷作模具鋼的微觀組織、硬度和沖擊韌性均有較大影響,980 ℃淬火后的樣品有最大硬度值78 HRC,980 ℃淬火且520 ℃回火后的樣品有最大的沖擊功值36.07 J。

2)經(jīng)過7個樣品的對比研究發(fā)現(xiàn),樣品3的熱處理工藝是最優(yōu)工藝,具體方案為:退火(860 ℃×2 h,以30 ℃/h冷速爐冷;再從740 ℃× 4 h,隨爐緩慢冷卻到500 ℃,最后出爐空冷)→淬火(980 ℃×1 h,油冷)→回火(210 ℃×2 h)。

3)最佳工藝的金相組織中,有大量細(xì)小晶粒的回火索氏體,其中的碳和合金元素會重新形成碳化物彌散并均勻析出,具有較高的強(qiáng)度和韌性。

4)淬火前的預(yù)熱處理可以細(xì)化晶粒,但不能明顯提升其硬度值,結(jié)合回火處理,會使Cr12MoV保持高硬度的同時,韌性更好。