改進型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. 陜鋼集團產業創新研究院有限公司，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，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生[1]。在該牌號鋼化學成分的基礎上，通過減少Si并加入Ni、Co、Cu的方法對其進行了改進，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節，通過改變材料的內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重要。

改進型4Cr5Mo2MnV1Si鋼在快鍛熱加工環節終鍛溫度控制在850 ℃，在隨后的冷卻過程中會發生馬氏體轉變，為了防止加工應力、熱應力及后續發生馬氏體轉變所產生的組織應力引起模塊變形開裂，鍛后必須及時進行去應力退火。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變為平衡組織，獲得細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，后續在熱處理奧氏體化過程會發生再結晶細化，得到細小的奧氏體晶粒[3]。另外考慮到成本因素，一般在終鍛結束后采用高溫余熱退火處理。在球化處理環節，該模塊由于包括碳化物形成元素在內的合金含量高，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，形成網狀碳化物，嚴重削弱材料的力學性能，并且這種網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行正火[4]，一方面可以消除網狀碳化物，使組織更加均勻；另外鍛后余熱退火+正火可以達到細化奧氏體的目的。綜合以上加工、熱處理環節材料所有組織轉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。

改進型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼的成分決定其淬透性很好，經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點狀碳化物，結合模塊在“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，采用等溫轉變和板條馬氏體逆轉變的方法進行球化處理[5-6]，以期進一步優化球化過程，提高生產效率。

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

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

表1 4Cr5Mo2MnV1Si鋼的化學成分(質量分數，%)

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鋼在平衡狀態的組織轉變曲線，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的試驗結果，對改進型4Cr5Mo2MnV1Si鋼的傳統球化處理工藝的“正火+等溫球化退火”部分進行了改進，改進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行腐蝕，使用ZEISS AXIO.Scope.A1型光學顯微鏡進行顯微組織觀察，并用HB-3000布氏硬度計進行硬度測量。

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鋼平衡態組織轉變曲線Fig.4 Microstructure transition curve in equilibrium of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel calculated by JMatpro

圖5 改進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 試驗結果與分析

經工藝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，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，無法達到布氏硬度小于240 HBW技術要求的球化組織。由此分析，當加熱到1010 ℃進行保溫，所有的合金元素發生了回溶，導致γ-Fe晶格發生畸變，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鋼經工藝1球化處理后的硬度

以切變方式向板條馬氏體轉變。在后續等溫過程中，由于長時間保溫使得合金元素析出，畸變能進一步減小，原子遷移的能力減弱，這種切變轉變終止，低擴散激活能原子的移動開啟了擴散性相變。

經工藝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，板條馬氏體已經分解，組織為等軸鐵素體上均勻分布著質點狀碳化物；760 ℃回火后，基體組織粗大不均勻，部分區域存在殘留馬氏體板條位向，質點狀碳化物比較稀疏，見圖7(c)。結合硬度值，根據SEP1614標準判斷，圖7(a，b)組織達到GB3級，圖7(c)組織達到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，發生了完全再結晶，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生了回溶，布氏硬度偏高。當在Ar1以下760 ℃處理時，溫度偏低，部分板條束未發生再結晶，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，導致基體質點狀碳化物稀疏，硬度偏高。

圖7 4Cr5Mo2MnV1Si鋼經工藝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象，必須進行回火處理消除內應力，并使其發生組織的平衡轉變，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鋼經工藝2球化處理后的硬度

3 結論

1) 改進型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼余熱退火+正火+等溫球化退火后，經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，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，均未達到硬度小于240 HBW球化組織的要求。

2) 改進型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼余熱退火后，經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點狀碳化物，硬度分別為321、235和245 HBW。其中在790 ℃進行回火效果最好，球化組織級別達到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”可實現改進型4Cr5Mo2MnV1Si壓鑄模塊鋼的鍛后球化處理。