熱處理對(duì)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(guò)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(guò)程的穩(wěn)定性[5-6]。

杜思敏等[7]對(duì)比普通熱處理和深冷處理工藝對(duì)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(duì)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(shí),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(duì)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(duì)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(kāi)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(jì)時(shí)原材加工余量少,成品刀具表面存在殘余黑皮,加工時(shí)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(duì)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(duì)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(duì)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(hào)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(duì)Cr12MoV進(jìn)行物相分析,使用洛氏硬度計(jì)(HRS-150D)測(cè)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(cè)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(duì)應(yīng)主衍射峰的基體相α-Fe。在45° (220)和82° (141)的峰位,對(duì)應(yīng)滲碳體(Fe3C)。從45° (110)、65° (200)、82° (211)、98° (220)和116° (310)處的峰位,對(duì)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(shuō)明熱處理對(duì)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(guò)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(lái)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(shí)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(duì)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(huì)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(guò)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(shí),材料的組織雖然不發(fā)生轉(zhuǎn)變,但是在冷卻時(shí)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(shí)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(huì)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(duì)于低溫回火的組織硬度較低。

2.3 硬度測(cè)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(hào))的硬度為47,經(jīng)過(guò)860 ℃退火處理后(1號(hào)),其硬度值降低(41)。隨后,經(jīng)過(guò)淬火和回火熱處理工藝后的其他樣品(2、3、4、5、6和7號(hào)),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(duì)比2個(gè)淬火溫度980 ℃和950 ℃,發(fā)現(xiàn)980 ℃對(duì)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(guò)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(shí),溫度越高,碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)就越高,在980 ℃時(shí)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(shí)的冷卻速度很迅速,所以組織中奧氏體中的碳還沒(méi)來(lái)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(hào)),經(jīng)過(guò)860 ℃退火處理后,1號(hào)樣品沖擊功增大(21.33 J)。經(jīng)過(guò)淬火和回火熱處理工藝后的其他樣品(2、3、4、5、6和7號(hào)),其沖擊功與均比1號(hào)和2號(hào)有顯著提升。從2、3和4號(hào)樣品來(lái)看,經(jīng)過(guò)980 ℃淬火后,沖擊功為26.90 J;經(jīng)過(guò)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(shuō)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(hào)樣品來(lái)看,與2、3和4號(hào)樣品有著類似的規(guī)律。對(duì)比980 ℃和950 ℃淬火后的樣品來(lái)看,980 ℃淬火后的樣品的沖擊功值顯著高于950 ℃淬火后的,說(shuō)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(shí),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(guò)熱處理方式,研究Cr12MoV冷作模具鋼在經(jīng)過(guò)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(duì)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(guò)7個(gè)樣品的對(duì)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?gòu)?40 ℃× 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(huì)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(huì)使Cr12MoV保持高硬度的同時(shí),韌性更好。