P20模具钢球化退火工艺研究

2022-11-23黄志恒张玉栋汪雨昌元亚莎

大型铸锻件 2022年6期

黄志恒张玉栋汪雨昌元亚莎

(1.洛阳中重铸锻有限责任公司，河南洛阳 471039；2.中信重工机械股份有限公司，河南洛阳 471039)

近年来，随着科技的快速发展，汽车行业也经历着大的革新，新能源汽车逐渐盛行，进而对我国模具钢产业提出了更高的行业要求。在我国模具钢产量不断攀升的当下，P20塑料模具钢由于其自身良好的耐磨性、耐蚀性、易切削性能、优异的淬透性，被广泛应用于大型、精密注塑型塑料模具中[1]。但P20钢属于预硬化塑料模具钢，在连续冷却过程中会发生贝氏体和马氏体相变，使钢的硬度和脆性增加，从而使后续的加工难度增加，加工中易出现锯切面不平整、锯条崩断等问题[2]，严重时甚至影响交货期。因此考虑使用正火+球化退火工艺来得到粒状珠光体组织[3]，降低模具硬度，有利于获得良好的切削加工性能[4-5]。为进一步提高模具钢性能、增加寿命，更快打入高端进口模具钢市场，本文通过研究合适的锻后热处理工艺来改善组织问题，提高P20钢的综合性能。

1 试验材料与方法

本试验所用的P20钢为我厂自主生产，其化学成分如表1所示。

表1 P20钢化学成分(质量分数，%)

采用双真空熔炼-浇铸重量50 kg的P20钢锭(∅157 mm×330 mm)，钢锭加热至1250℃保温4 h，然后在3 t锤锻机上进行镦拔变形。采用一镦一拔的锻造工艺，保证镦粗压下量为原高度的50%以上，然后拔长至∅50 mm×L，锻造完毕后灰坑冷却至室温。

试验使用Formastor-F II相变测试仪检测相变温度点如表2所示，与文献[6-7]检测的通用相变点基本吻合。将9组试样加工成20 mm×20 mm×30 mm规格，待到箱式热处理炉炉温达到810℃装入试样，到达指定温度后保温4 h，出炉后水冷，依次装入下一组试样，设定工艺为15 min升温到下一保温温度，重复上述步骤，检测不同保温温度下试样的晶粒度等级来确定晶粒粗化温度区间，选取最佳的正火工艺路线。

表2 P20钢相变点

经正火并退火的试样，抛磨后，用3%的硝酸酒精腐蚀；利用倒置式光学显微镜观察不同工艺试样的显微组织，并确定其晶粒度；使用布氏硬度计对不同热处理条件下的试样进行硬度试验，研究锻后热处理温度和保温时间对材料微观组织的影响；对不同锻后热处理工艺下得到的组织进行分析，确定最优退火工艺参数。

2 试验结果与讨论

2.1 晶粒粗化实验

本文通过对830～930℃不同温度下试样组织形貌分析，得到不同温度下材料的晶粒度，如表3所示；根据材料晶粒度临界突变温度区间，确定合适的锻后正火工艺。不同晶粒粗化温度下组织形貌如图1所示。

(a)830℃ (b)850℃ (c)870℃

由图1结合表3可以发现，晶粒度随着加热温度的升高呈现下降趋势[8]，当加热温度为830～850℃时，组织未达到完全奥氏体化，并有大量未溶解碳化物存在；当加热温度为870℃时，碳化物颗粒明显减少，继续升高温度至890℃时，碳化物基本溶解完全；在910～930℃时，针状贝氏体逐渐长大，晶粒粗化比较严重，因此本文选取正火温度范围为870～900℃。

表3 不同粗化温度下的晶粒度

2.2 退火工艺实验

退火工艺主要是为后续性能热处理做组织准备，以便获得良好的材料切削性能。根据相变点检测结果(Ac1：775℃、Ac3：819℃)与晶粒粗化试验，本试验选取正火温度为890℃，并设计了九组不同退火温度及不同保温时间的对比试验，具体实验方案如表4所示。

表4 九组退火工艺试验方案

退火有多种分类方式，按照加热温度不同可分为等温退火和亚等温退火，工艺1～4为等温退火，退火的加热温度大于Ac1温度，等温温度小于Ac1温度；工艺5～9为亚等温退火，退火的加热和等温温度均小于Ac1温度[9-10]。由于试样规格不大，在正火890℃×4 h处理灰坑冷却至300℃，空冷至室温后试样显微组织为贝氏体、珠光体和铁素体的混合组织。为获得良好的组织球化效果，在相同正火工艺的前提下，进行了九组不同退火温度、不同保温时间的工艺试验。图2为经四种等温退火工艺处理后试样的显微组织，工艺1、2的等温退火温度均为840℃+720℃，840℃已经超过了P20钢的Ac3点，此时珠光体和贝氏体中的渗碳体回熔，组织基本达到完全奥氏体化；由于渗碳体几乎全部回熔进奥氏体内，组织中几乎不存在未熔碳化物，在720℃等温阶段，保留的作为形核质点的未熔碳化物较少，无法满足后续退火球化的形核数量，故形成了片层状珠光体。

(a)工艺1 (b)工艺2 (c)工艺3 (d)工艺4

从图2(a)和(b)微观组织可知，退火组织基本都是片层状珠光体，未熔碳化物较少；与工艺2相比，工艺1试验在840℃保温时间较短，保留的未熔碳化物相对较多，在720℃保温时存在局部球化现象；工艺2试验在840℃保温时间较长，保留的未熔碳化物相对较少，在720℃保温时基本没有球化现象，并且在后续冷却过程中全部形成了细小、平滑顺直的片层状珠光体。奥氏体在过冷过程中，由于组织远离平衡态，出现结构起伏和能量起伏，在奥氏体组织中会随机出现贫碳区和富碳区，并且铁素体在贫碳区形核，渗碳体在富碳区形核，两者交替共生，形成珠光体组织[11]。珠光体组织转变是扩散型相变，过冷奥氏体共析分解为铁素体和渗碳体，这两相以界面相结合，形成一定的位相关系[12]。

工艺3的加热温度降到800℃，此温度介于Ac1与Ac3之间，贝氏体组织完全熔断，但由于加热阶段的奥氏体化温度偏低，珠光体回熔不完全，从图2(c)可以看出，组织中保留了一部分未熔碳化物作为球化形核质点，在退火等温阶段的温度降至Ac1以下时形核质点形成球状珠光体，碳化物回熔形成的奥氏体组织重新共析分解为片状珠光体组织，如图2(c)所示，片层状珠光体和球化组织各占一半左右。与工艺3试验相比，工艺4试验延长了加热温度800℃的保温时间，但对比图2(c)和(d)可知两者组织分布基本一致，均属于片层状珠光体与粒状珠光体的混合组织，故在介于Ac1与Ac3温度的两相区加热阶段延长保温时间对退火组织的球化效果影响不大。一般来说在两相区随着保温时间延长，小粒径碳化物融入奥氏体[13]，残留碳化物平均粒径有所增加，碳化物数量随之减少，但缓慢加热到一定温度时，继续增加保温时间，对碳化物的形态和分布不会有明显的影响。由图2(a)、(b)、(c)和(d)可知，随着加热阶段球化温度降低，退火组织球化率增加，但组织中仍存在片状珠光体。

图3为五种亚等温退火工艺的显微组织，工艺5所得退火组织如图3(a)所示，组织中存在少量片层状珠光体，而工艺6、7、8所得退火组织如图3(b)、(c)、(d)所示，均为粒状珠光体组织，不存在片层状结构；工艺9所得退火组织如图3(e)所示，此时组织球化效果较差，并且球状碳化物呈一定位相分布。工艺5加热温度为780℃，略高于Ac1，退火后其组织转变与工艺4相似，但由于此时加热温度低于工艺4，奥氏体组织形成较少，在650℃等温后仅形成了少量片层状珠光体组织；工艺6、7、8和9的加热温度和等温温度均低于Ac1，在加热阶段贝氏体分解熔断，碳化物质点在基体内混乱分布，在等温阶段碳化物球化，由于等温温度降低，过冷度增加片状珠光体自发熔断形成粒状珠光体。按照界面能理论，曲率半径小的片层状碳化物周围的铁素体中的碳浓度较高，曲率半径大的碳化物周围的铁素体中的碳浓度较低，由此形成碳的浓度梯度和化学势梯度，碳原子下坡扩散由高浓度区扩散到低浓度区，从而实现片状碳化物的熔断球化[14]。从表面能的角度考虑，由于片状渗碳体表面积大于同体积的粒状渗碳体，因此钢在退火过程中会自发的破裂、球化，解脱其共析铁素体的约束而呈自由态[15]。对比图3(a)、(b)和(e)可知，在相同退火时间下，当加热温度降到Ac1以下时组织球化效果明显提升，但当加热温度降到700℃时，球化的碳化物组织仍保留部分原始位相，为保证良好的碳化物球化效果，退火加热温度在700～780℃之间选取。退火的实质是使奥氏体化钢进行珠光体转变，即等温退火温度应大于贝氏体转化温度Bs才能满足退火要求。对比图3(b)、(c)和(d)可知，加热温度选取750℃时，在相同退火时间下，一定程度上提高或者降低等温温度，对碳化物球化效果影响不大；由于此P20钢中含有碳化物形成元素Cr、Mo，能在一定程度上阻碍碳原子扩散，减少碳化物聚集长大的程度，从而使组织中粒状珠光体较为细小[16]。对比图2和图3可知为获得球化效果较好的组织状态，等温退火温度选取(700～750℃)+(600～690℃)。

(a)工艺5 (b)工艺6 (c)工艺7 (d)工艺8 (e)工艺9

2.3 硬度试验

对工艺1～9处理后的试样进行布氏硬度试验，每个试样上打5个硬度点，取其平均值作为该试样的硬度值，结果如表5所示。

表5 九种工艺处理后的硬度

硬度是反映材料抵抗弹塑性变形的能力[17]。根据金相组织可初步判断其组织状态，再通过硬度试验进一步验证。布氏硬度一般用于检验低硬度材料，如退火、正火态钢等。工艺2与工艺1相比，片状层状珠光体组织相对较多，硬度值略高于工艺1；工艺3与工艺2相比未熔碳化物增多，硬度值低于工艺2；工艺4与工艺3相比延长了加热时间，但此时组织状态基本一致，硬度值相差不大；工艺5与工艺4相比，片状珠光体占比更少，粒状珠光体比例增加，硬度值有所降低；工艺6、7和8相比组织状态基本一致，硬度值相近；工艺9与工艺6相比碳化物扩散不充分仍存在一定位相，硬度值略高于工艺6。大量球化的碳化物可以降低试样硬度、均匀组织并改善加工切削性能[18]，与退火试验结论相吻合。