冷作模具鋼SKD11的熱處理增韌技術(shù)

袁志鐘, 王夢飛, 張伯承,2, 段旭斌, 李表敏, 楊海峰, 羅 銳, 程曉農(nóng)

(1. 江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 江蘇 鎮(zhèn)江 212013;2. 鎮(zhèn)江市京口區(qū)理工熱處理科技服務(wù)站, 江蘇 鎮(zhèn)江 212012)

冷作模具可以實(shí)現(xiàn)冷沖、冷鐓和冷擠壓等材料成形工藝,在服役時(shí)要承受循環(huán)往復(fù)的較大載荷、沖擊力和摩擦磨損[1]。因此,冷作模具鋼的性能不僅要求高硬度、高耐磨性,也需要一定的抗拉/屈服強(qiáng)度、沖擊性能以及疲勞強(qiáng)度。

Cr12系金屬材料是國內(nèi)常用的高碳高鉻冷作模具鋼,包括Cr12、Cr12MoV和Cr12Mo1V1(SKD11)等幾種牌號(hào)。其特點(diǎn)是淬透性好、熱處理變形小、耐磨性好和硬度高。作為萊氏體鋼,Cr12系鋼材組織中存在著粗大共晶碳化物,常導(dǎo)致模具在服役過程中發(fā)生斷裂等失效[2-3]。隨著冶煉及鍛造技術(shù)的進(jìn)步,該類材料中的粗大共晶碳化物不再是微觀組織中的主要問題,取而代之的是高硬度情況下出現(xiàn)的沖擊性能不足,從而導(dǎo)致模具在經(jīng)受大的沖擊載荷時(shí),服役壽命較短。所以在保持Cr12系冷作模具鋼高硬度的基礎(chǔ)上,如果能夠提高沖擊性能,就能在很大程度上提高模具使用壽命。

因此,國內(nèi)外對(duì)于提高Cr12系冷作模具鋼的強(qiáng)韌性和使用壽命進(jìn)行了很多研究,有的側(cè)重于預(yù)處理工藝,例如可以采用一種雙重固溶球化預(yù)先熱處理工藝,破壞Cr12MoV網(wǎng)狀碳化物結(jié)構(gòu),使碳化物球化,可以提高其韌性[4];有的側(cè)重于回火工藝,對(duì)冷作模具鋼的一次硬化和二次硬化現(xiàn)象的機(jī)理開展研究,利用析出強(qiáng)化提高硬度和強(qiáng)度并通過控制碳化物析出類型改善韌性[5-6];此外,一些研究集中在深冷處理[7-9],發(fā)現(xiàn)深冷處理能加速模具鋼中二次碳化物的析出,對(duì)于其硬度和韌性都有提高。傳統(tǒng)的淬回火熱處理工藝只能得到回火馬氏體(M′)和殘留奧氏體(RA)組織,國內(nèi)外對(duì)于馬氏體(M)+下貝氏體(LB)的復(fù)相熱處理工藝也進(jìn)行了一些研究。結(jié)果表明,M/LB復(fù)相以及少量RA的組織能提高合金鋼的綜合力學(xué)性能[10-16],并且LB的最佳含量(體積分?jǐn)?shù))范圍在15%～25%[17]。

本研究針對(duì)SKD11冷作模具鋼沖擊性能不足的缺點(diǎn),開發(fā)了兩種新型的復(fù)相熱處理工藝,特別采用了本課題組開發(fā)的新工藝[18-19],研究了這些熱處理工藝對(duì)SKD11鋼微觀組織和性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

選用了熱軋態(tài)冷作模具鋼SKD11作為試驗(yàn)鋼,對(duì)其進(jìn)行了球化退火以改善碳化物形態(tài)和分布,提高其切削加工性。其化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

1.2 試驗(yàn)方法

使用Gleebe-3500型熱力模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行了相變點(diǎn)的測試。將直徑φ6 mm、高度75 mm的試樣以1 ℃/s的加熱速率加熱至1030 ℃,保溫15 min,完全奧氏體化后以10 ℃/s的冷卻速度將試樣冷卻至室溫,得到如圖1(a)所示的熱膨脹曲線圖,經(jīng)過計(jì)算,得到關(guān)鍵熱處理參數(shù)點(diǎn):Ac1為855 ℃,Ms為200 ℃。將表1的實(shí)測材料成分輸入到JMatPro熱力學(xué)計(jì)算軟件中,計(jì)算出該材料的TTT曲線,見圖1(b),試驗(yàn)結(jié)果與計(jì)算結(jié)果基本吻合。

圖1 試驗(yàn)鋼的熱膨脹曲線(a)及JMatPro計(jì)算得出的TTT曲線(b)Fig.1 Thermal expansion curve(a) and TTT diagram calculated by JMatPro(b) of the tested steel

根據(jù)測得的相變點(diǎn)溫度,制定了熱處理工藝,如圖2所示。將樣品分為三組,第一組采用了A-Q-A(Austempering-Quenching-Austempering)的熱處理工藝;第二組采用了Q-T-A(Quenching-Tempering-Austempering)的熱處理工藝;第三組進(jìn)行了淬火和低溫回火的常規(guī)熱處理,簡稱Q-T。淬火加熱采用SXL-1400箱式爐,回火采用SXL-1200箱式爐,樣品表面涂覆防氧化涂料;等溫淬火采用硝鹽介質(zhì),常規(guī)淬火采用空冷至室溫。

圖2 熱處理工藝曲線Fig.2 Heat treatment process curves (a) A-Q-A; (b) Q-T-A; (c) Q-T

1.3 組織觀察及性能表征

使用Leica DMi8金相顯微鏡進(jìn)行組織觀察,采用4%硝酸酒精進(jìn)行腐蝕。采用了FEI NovaNano450型掃描電鏡(SEM)進(jìn)行微觀組織和沖擊斷口分析工作。采用D8 Advance X射線衍射儀檢測試樣中的RA含量。使用HRS-150型號(hào)的洛氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測試,硬度載荷砝碼為150 kg。沖擊試驗(yàn)依據(jù)GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》在NI300型金屬擺錘試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,采用55 mm×10 mm×10 mm的無缺口沖擊試樣,且長度方向與軋制面軸向方向平行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀組織觀察

2.1.1 原始組織

球化退火態(tài)SKD11鋼的顯微組織如圖3所示。從圖3中可以看出,原始組織的基體上分布著兩種碳化物,一種是凝固過程析出的粗大一次碳化物(Primary carbide),個(gè)別長度超過20 μm,另一種是球化退火過程析出的微細(xì)球狀二次碳化物(Secondary carbide),這些細(xì)小碳化物分布在鐵素體(F)基體上,構(gòu)成球狀珠光體組織。Cr12系冷作模具鋼在生產(chǎn)過程中極易產(chǎn)生粗大網(wǎng)狀的一次碳化物偏析,熱軋和球化退火工藝可以很大程度破碎、部分溶解網(wǎng)狀偏析及粗大碳化物顆粒,但由于材料的高碳高合金屬性,這種粗大的一次碳化物無法徹底消除。SKD11鋼中的合金元素Cr主要富集在一次碳化物中,其類型主要為Cr7C3型碳化物[20],Mo與V元素能分別與C元素形成Mo2C型和VC碳化物,Cr7C3和VC可以增強(qiáng)模具鋼的耐磨性,Mo2C和VC可以起到二次硬化的作用。在Cr-W-Mo-V-Si工模具鋼中[21],主要存在的碳化物類型有M23C6、M7C3、M6C、M3C和MC,而在SKD11鋼中,共晶碳化物以M7C3為主,這種碳化物就是在由液相凝固過程中所形成的一次共晶碳化物,在熱處理過程中是無法改變的,改善這種碳化物的加工方式主要是鍛造。而通過熱處理可以改善二次碳化物的形態(tài)和分布,MC和M2C型在高溫回火過程中可以彌散析出,起到析出強(qiáng)化的作用。

圖3 球化退火態(tài)SKD11鋼的微觀組織Fig.3 Microstructure of the SKD11 steel after spheroidizing annealing(a) OM; (b) SEM

2.1.2 熱處理試樣組織

經(jīng)Q-T處理后的微觀組織如圖4所示。該工藝采用淬火+低溫回火的熱處理工藝,基體是M與少量RA的混合組織,一次碳化物和二次碳化物分布于基體上。因?yàn)榻M織內(nèi)含有大量的M′、M7C3和M23C6碳化物[22-24],所以其硬度較高,達(dá)到60.5 HRC。Q-T工藝試樣中的碳化物分布比較均勻,但是部分晶界處存在一些二次碳化物,會(huì)造成晶界脆化,其余大部分碳化物分布在晶內(nèi)。組織中較大尺寸一次碳化物的形狀多為棒狀和球狀,平均尺寸為14.2 μm,二次碳化物平均粒徑為1.0 μm。

圖4 Q-T試樣的顯微組織Fig.4 Microstructure of the Q-T specimen(a) OM; (b) SEM

兩種復(fù)相熱處理試樣的顯微組織如圖5所示。其中A-Q-A試樣的顯微組織為一次碳化物和二次碳化物以及下貝氏體(LB)和M的混合組織和少量的RA,M是基體,RA以薄膜狀形態(tài)(Filmy RA)隱在馬氏體片層間,少部分以塊狀(Blockly RA)存在,在組織中不容易看到。在SEM中可以看到柳葉狀LB,白色斷續(xù)條狀碳化物以一定位向分布在貝氏體鐵素體(BF)上,LB形態(tài)相比Q-T-A中的略粗大,是因?yàn)閮煞N工藝在LB轉(zhuǎn)變溫度的保溫時(shí)間不同。從金相圖中觀察復(fù)相組織很難看清其基體組織形貌,直觀看起來跟球化退火組織類似,其晶粒尺寸比較細(xì)小。通過圖5(c)可以看到,Q-T-A組織中晶粒內(nèi)部淺亮色的都是RA,大塊和小塊發(fā)亮的都是碳化物,LB很少且細(xì)小,通過掃描電鏡進(jìn)行高倍觀察看到Q-T-A試樣組織中的二次碳化物在晶內(nèi)均勻分布,RA有的以M+RA島存在,有的以條狀分布在LB層間。兩種復(fù)相基體均為LB+M+RA,其中A-Q-A試樣M含量較Q-T-A含量少,LB較多,且RA含量較多,所以其韌性更好。Q-T-A試樣組織相對(duì)來講與Q-T態(tài)的組織相似,晶界較明顯,晶粒尺寸與其相似,基體主要為M和LB,A-Q-A試樣組織更細(xì)小。

圖5 復(fù)相熱處理A-Q-A(a, b)和Q-T-A(c, d)工藝后試樣的微觀組織Fig.5 Microstructure of the specimen after duplex heat treatments A-Q-A(a, b) and Q-T-A(c, d)(a,c) OM; (b,d) SEM

2.2 殘留奧氏體含量計(jì)算

A-Q-A、Q-T-A和Q-T試樣的XRD圖譜如圖6所示。從圖6可以看出3種熱處理工藝的微觀組織中都有RA的存在,可以采用YB/T 5338—2019《鋼中奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》計(jì)算其含量,參考公式為:

圖6 3種不同熱處理工藝下試樣的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of the specimens after three different heat treatments

(1)

式中:Vγ為試樣中γ相的體積分?jǐn)?shù);Vc為試樣中碳化物相總量的體積分?jǐn)?shù);Iα(hkl)i為試樣中α相(hkl)i晶面衍射線的累計(jì)強(qiáng)度;Iγ(hkl)i為試樣中γ相(hkl)j晶面衍射線的累計(jì)強(qiáng)度;G為γ相(hkl)j晶面與α相(hkl)i晶面所對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度有關(guān)因子之比。

計(jì)算結(jié)果顯示,A-Q-A、Q-T-A和Q-T工藝下試樣的RA含量(體積分?jǐn)?shù))依次為18.6%、13.2%和9.4%。

RA作為一種軟韌相,在受到?jīng)_擊時(shí),可以通過塑性變形減弱應(yīng)力集中的效果,并誘發(fā)M相變,吸收能量,鈍化微裂紋,阻止微裂紋的擴(kuò)展[25]。文獻(xiàn)[26]報(bào)道了LB相穩(wěn)定RA的現(xiàn)象,B相變類似于M相變,能夠使RA穩(wěn)定化,在LB存在的情況下,RA的含量及其C含量都遠(yuǎn)高于常規(guī)淬火試樣。

2.3 復(fù)相工藝討論

A-Q-A工藝將原始組織經(jīng)加熱奧氏體化之后,首先在LB轉(zhuǎn)變溫度區(qū)保溫40 min,由于LB轉(zhuǎn)變孕育期較長[27],使奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)檩^為細(xì)小的LB,并且在奧氏體內(nèi)形成的LB能切割?yuàn)W氏體晶粒,細(xì)化晶粒,在隨后的淬火過程中,M尺寸得到細(xì)化,存在的部分LB能夠限制M的生長,M體積膨脹又會(huì)使LB發(fā)生形變,從而強(qiáng)化LB的硬度,提高了基體的強(qiáng)韌性;然后又升溫至LB轉(zhuǎn)變溫度,使M分解形成M′,部分RA轉(zhuǎn)變?yōu)長B,使LB含量增加,強(qiáng)度和韌性進(jìn)一步得到提高。在第二次的LB溫度保溫過程中,不僅有RA向LB的轉(zhuǎn)變,還存在著碳分配[28-30]的機(jī)制。M中碳含量降低可以提高韌性,在碳化物形成元素Mo、V等元素的影響下,M/RA相界面發(fā)生移動(dòng),從而改變RA的C含量并使其穩(wěn)定存在。

Q-T-A工藝[18-19]是將SKD11試樣奧氏體化后先進(jìn)行了一次預(yù)淬火,淬火溫度為Ms點(diǎn),轉(zhuǎn)變少部分M并保留較多的RA,隨后溫度升高至不發(fā)生相變的港灣溫度區(qū)520 ℃進(jìn)行回火,使M中過飽和的C和合金元素(Mo、V)以M2C和MC型微細(xì)碳化物在基體中析出[31-32],成為組織中的主要強(qiáng)化相,提高基體的硬度和強(qiáng)度,達(dá)到釘扎位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、析出強(qiáng)化的目的。接著快速降低溫度至LB轉(zhuǎn)變溫度等溫2 h,促使大部分RA向LB的轉(zhuǎn)變。保溫結(jié)束后空冷至室溫,剩余的RA富碳而穩(wěn)定,不再發(fā)生相變。

2.4 力學(xué)性能測試

SKD11鋼的硬度和沖擊吸收能量測量結(jié)果如圖7所示。從圖7中可以看出,兩組復(fù)相熱處理試樣的硬度比常規(guī)熱處理Q-T試樣的硬度低1～2 HRC,主要是因?yàn)镼-T工藝的全M組織硬度很高,而LB/M復(fù)相中LB的硬度略低。另外,根據(jù)圖6的分析結(jié)果,復(fù)相試樣中含有較多的RA也導(dǎo)致硬度略有下降。沖擊試驗(yàn)結(jié)果表明,A-Q-A和Q-T-A的沖擊吸收能量分別為31.3 J和27.6 J,遠(yuǎn)高于Q-T的15.0 J,說明LB/M復(fù)相組織及RA共同提高了試樣的韌性。

圖7 3種不同熱處理工藝下試樣的硬度和沖擊吸收能量Fig.7 Hardness and impact absorbed energy of the specimens after three different heat treatments

2.5 沖擊斷口分析

3種熱處理工藝試樣的沖擊斷口形貌如圖8所示,圖8(a～d)分別對(duì)應(yīng)A-Q-A試樣斷口宏觀形貌和3種不同放大倍數(shù)的SEM照片。圖8(e～l)分別對(duì)應(yīng)Q-T-A試樣和Q-T試樣的宏觀和3種不同放大倍數(shù)的SEM照片。從A-Q-A試樣的宏觀形貌來看,剪切唇明顯放射區(qū)并不明顯,纖維區(qū)較小,瞬斷區(qū)形成與斷裂表面呈一定夾角。方框區(qū)域?yàn)槲⒂^照片對(duì)應(yīng)的拍攝位置。從微觀斷口來看,A-Q-A試樣斷口形貌為大范圍的等軸韌窩,韌窩數(shù)量多,大、小韌窩分布密集,呈現(xiàn)出部分韌性斷口特征,從高倍下觀察斷口發(fā)現(xiàn),韌窩內(nèi)存在有許多細(xì)小的二次碳化物顆粒,能夠延緩微裂紋的擴(kuò)展,而粗大的一次碳化物斷裂時(shí),裂紋長而深,進(jìn)一步表明一次碳化物對(duì)鋼韌性的危害;Q-T-A試樣的宏觀斷口形貌剪切唇明顯,和A-Q-A相似。從微觀來看,Q-T-A工藝試樣斷口形貌表現(xiàn)為局部等軸韌窩+少量解理臺(tái)階,且存在少量拉長韌窩;Q-T工藝試樣宏觀斷口較前兩者更為平坦,放射區(qū)明顯,不見纖維區(qū)。微觀來看存在一些河流花樣和解理臺(tái)階,韌窩數(shù)目相對(duì)前兩種工藝差別不大,但是韌窩較淺,與前兩種工藝存在明顯差別;另外,視場中存在少量撕裂棱。從斷口形貌上可以明顯看出韌性的差異,與沖擊吸收能量的數(shù)據(jù)相吻合。

圖8 3種不同熱處理工藝后試樣的沖擊斷口形貌Fig.8 Impact fracture morphologies of the specimens after three different heat treatments(a-d) A-Q-A; (e-h) Q-T-A; (i-l) Q-T

3 結(jié)論

1) A-Q-A和Q-T-A兩種復(fù)相熱處理工藝得到的組織均為LB/M的復(fù)相組織,且RA含量超過13%,A-Q-A工藝得到的LB和RA含量更高,Q-T-A得到的組織更細(xì)小。

2) 復(fù)相熱處理工藝充分利用了細(xì)晶強(qiáng)化彌補(bǔ)LB強(qiáng)度較低的缺點(diǎn),A-Q-A和Q-T-A的硬度分別為58.5 HRC和58.6 HRC,略低于Q-T工藝的60.5 HRC。

3) LB/M的復(fù)相組織以及RA帶來了優(yōu)異的沖擊性能。A-Q-A和Q-T-A的沖擊吸收能量分別為31.3 J和27.5 J,遠(yuǎn)高于Q-T的15.0 J,取得了顯著的增韌效果。