4Cr5Mo2VCo鋼的熱處理工藝優(yōu)化

李 立， 曾 艷， 吳曉春

(1. 上海大學 材料科學與工程學院 省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室， 上海 200444；2. 上海市鋼鐵冶金新技術開發(fā)應用重點實驗室， 上海 200444)

模具制造業(yè)的發(fā)展推動了模具鋼材料的種類、冶煉技術和材料性能需求的不斷提升[1]。現(xiàn)今在壓鑄和熱鍛應用中，熱龜裂是目前我國模具出現(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，關系到鋼的高溫強度和熱疲勞抗力等性能指標[3]。因此，提高材料熱穩(wěn)定性是進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)鋼的基礎上通過加入Co元素來進一步提高材料的熱穩(wěn)定性，以提升服役壽命。本文對4Cr5Mo2VCo(SDHC)鋼的淬回火特性進行探索，根據(jù)該鋼的工程應用背景，結合晶粒度、硬度、顯微組織以及力學性能測試結果綜合考慮，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 試驗材料及方法

試驗材料采用課題組自行研發(fā)的SDVA鋼和在其基礎上添了1%Co(質量分數(shù))元素的SDHC鋼，經(jīng)過如下工藝進行冶煉：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?；瘜W成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù)，%)

試驗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，分別設定為 1010、1030、1060、1080和1100 ℃，采用YFX12-130-1型箱式電阻爐加熱，保溫時間為30 min，冷卻方式為油冷。采用氧化法來制備晶粒度試樣，氧化保溫時間為1 h，依照GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》，采用三圓截點法對不同淬火溫度下材料的平均晶粒度進行評級?；鼗饻囟冗x定為500、520、540、560、580、600和620 ℃，回火2次，每次保溫2 h。然后測量各工藝下材料的硬度和沖擊吸收能量。

硬度測量依據(jù)GB/T 230.1—2018《金屬材料 洛氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》測試；沖擊試驗依據(jù)GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進行，沖擊試樣參照北美壓鑄協(xié)會標準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 試驗結果與分析

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韌性強化效果以及鋼在回火時的次生硬化作用，但過高的淬火溫度會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，使材料力學性能惡化。因此，選擇合適的淬火溫度至關重要。

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系圖，隨淬火溫度的上升，硬度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，并在1080 ℃時達到峰值，最大硬度59.2 HRC。同時，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)，材料的晶粒平緩長大，溫度提高至1100 ℃時晶粒尺寸變化較大。

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，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 ℃時的組織相當，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Co元素固溶于基體時，使基體的點陣常數(shù)變大，引起晶格畸變，阻礙合金元素往基體擴散，延緩未溶碳化物的溶解，未溶碳化物又阻礙奧氏體的長大[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)中各測試點的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，提高固溶強化作用，同時降低不規(guī)則分布的大尺寸未溶碳化物對材料性能的影響，應盡可能地提高淬火溫度。但過高的奧氏體化溫度會導致晶粒粗化，細晶強化作用降低，同時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，基體仍表現(xiàn)出明顯的馬氏體板條特征，分布著大量細小彌散的析出相，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 ℃時可以觀察到細針狀碳化物數(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。馬氏體的回復和二次碳化物粗化的共同作用，導致了回火后材料硬度的降低[10]。對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，在回火溫度提高時基體的回復程度更小，針狀的細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化作用，硬度在520 ℃回火時達到峰值，之后由于馬氏體回復以及碳化物粗化，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。當回火溫度在560 ℃以上時，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，基體的殘余應力越大，殘留奧氏體含量越多，回火后應力快速回復，導致硬度較低，而隨著回火溫度的提高，殘留奧氏體分解，硬度的變化相對低溫淬火更為平緩。同時，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?？梢婋S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。1030 ℃淬火試樣在520～540 ℃回火時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，晶粒細小，在細晶強化的作用下具有良好的強韌性。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，沒有足夠的二次碳化物析出，析出強化作用減弱，硬度下降較快，導致在較高回火溫度下材料強度不足[14-15]，在強塑性綜合作用下，沖擊性能變化不明顯。當回火溫度達到620 ℃時，材料硬度的快速下降和碳化物的進一步粗化導致材料沖擊性能顯著降低。同時，根據(jù)Ostwald熟化理論，在回火過程中細小碳化物溶解，大顆粒碳化物長大，在回火溫度較高時，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化作用，因此表現(xiàn)出了較差的力學性能。

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，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，析出強化作用更強，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 ℃時沖擊吸收能量達到峰值，平均沖擊吸收能量達到411 J，之后由于硬度下降明顯，材料強度不足，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，但在回火溫度為600 ℃時略有升高。由于淬火溫度較高，基體抗回火性能更強，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，與沖擊性能測試結果也一致。

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，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展能力。從圖10可以看出，對比1030、1060 ℃淬火試樣，1080 ℃淬火試樣韌窩深度進一步變淺。在低回火溫度下，析出的碳化物細小，且大顆粒的未溶碳化物數(shù)量少，因此主要以拉長狀的撕裂韌窩為主。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，因此判斷為準解理平面。產(chǎn)生的原因可能是淬火溫度高，導致馬氏體中存在更多的位錯和孿晶，點陣畸變嚴重，同一晶粒內(nèi)馬氏體片的空間位向差異明顯，當晶粒內(nèi)存在較大顆粒碳化物或夾雜時，受外力作用容易形成裂紋源，裂紋在點陣嚴重扭曲的晶粒內(nèi)擴展時，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，析出的碳化物細小，且大顆粒的未溶碳化物數(shù)量少，主要以成拉長狀的撕裂韌窩為主。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。

壓鑄模具的常規(guī)使用硬度為44.0～46.0 HRC，依據(jù)圖6結果，對應的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，具有最好的強韌性配比。Co元素的加入阻礙了淬火時碳化物的溶解，在淬火溫度較低時，將存在更多的未溶碳化物，導致合金元素溶入不充分，造成基體強度不足，進而惡化沖擊性能[16]。而淬火溫度過高會導致殘留奧氏體含量增加以及奧氏體晶粒長大，最終造成基體塑性變差。因此，綜合考慮強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大，起到細化晶粒的效果，使材料能夠在更高的溫度下進行淬火。

3) SDHC鋼經(jīng)不同溫度淬火后，回火硬度曲線趨勢大致相同，二次硬化峰均在520 ℃附近。回火溫度高于560 ℃時，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，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重，均勻性較差，導致沖擊性能不佳；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，組織應力大，容易產(chǎn)生裂紋源，惡化了沖擊性能。

5) 結合晶粒度、回火顯微組織以及強韌性配比，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410 J。