热处理对冷作模具钢Cr12MoV微观组织及其力学性能的影响

2023-12-08廖婷婷杨华东刘浩茏唐清明丁义超

成都工业学院学报 2023年6期

廖婷婷,杨华东,杨何,刘浩茏,陈飞,唐清明,丁义超

(1.成都工业学院材料与环境工程学院,成都 611730;2.攀枝花水钢红发矿业有限公司,四川攀枝花 617112)

Cr12MoV因其高硬度、热稳定性及良好的耐磨性,是目前冷作模具钢中使用最为广泛的钢种之一[1-2]。随着服役环境的变化,由于冷作模具钢结构复杂,在使用过程中容易发生断裂失效[3-4]。Cr12MoV作为结构件,有着高硬度等优异的力学性能,能够保证服役过程的稳定性[5-6]。

杜思敏等[7]对比普通热处理和深冷处理工艺对Cr12MoV钢显微组织和硬度的影响,发现深冷处理可大幅减少钢中残余奥氏体,提升钢的硬度。孙秀华等[8]对比了抚钢生产的冷作模具钢Cr12MoV和Cr12Mo1V1的热处理性能,发现淬火后2种冷作模具钢的硬度峰值近似,当低温200 ℃回火时,其硬度更高。王喜刚等[9]研究Cr12MoV的力学性能,发现Al元素质量分数为1.5%的试验钢的最佳热处理参数为等温退火工艺的升温温度870 ℃,降温温度760 ℃,淬火温度1 000 ℃,硬度最高达到了28.9 HRC。闫丽静等[10]研究热处理工艺对Cr12MoV冷挤压模具钢组织和力学性能的影响,发现淬火前的预热、调质处理,淬火后二次回火都可以细化Cr12MoV钢的晶粒,提高其力学性能。邓小虎等[11]研究Cr12MoV模具钢的回火工艺,发现回火后析出的合金碳化物组织更为细小,试样畸变和残余应力更小,表面硬度分布更均匀。

对于Cr12MoV的韧性及断裂机理,王宁等[12]发现材料中存在大量粗大角块状共晶碳化物是导致刀具早期开裂的主要原因。牟风等[13]发现Cr12MoV的脆性断裂,刀具设计时原材加工余量少,成品刀具表面存在残余黑皮,加工时产生应力集中是导致刀具断裂的主要原因。原材中的半网状共晶碳化物和热处理工艺不当是造成刀具断裂的次要原因。Fang等[14]研究了合金元素对铸态Cr12MoV冷作模具钢组织和力学性能的影响。结果表明Mo对晶粒尺寸影响不大,而V和Ce能有效细化晶粒结构,且Ce的加入有利于破坏晶界共晶网络。随着V质量分数的增加和Ce质量分数的降低,合金的抗压屈服强度和显微硬度均有所提高。Fu等[15]制备了RE-Ti改性Cr12MoV钢模具,研究发现,随着Ti质量分数的增加,合金的冲击韧性显著提高,抗拉强度略有提高,且碳化物的分布和形貌得到改善。

本文采用不同的淬火温度和回火温度,研究热处理对冷作模具钢Cr12MoV微观组织及其力学性能的影响,探索其最佳热处理工艺。

1 材料与方法

本研究使用的Cr12MoV钢光板(20 mm×20 mm×50 mm,化学成分如表1所示),主要采用箱式电阻炉(SX-4-10)进行热处理工艺。首先进行退火工艺:在860 ℃下保温2 h,以30 ℃/h冷速炉冷,然后在740 ℃下保温4 h,随炉冷却到500 ℃,出炉空冷。然后进行淬火工艺:在980 ℃下保温1 h,油冷;在950 ℃保温1 h,油冷。最后进行回火:210 ℃(或520 ℃)下保温2 h。样品编号设置及其热处理参数如表2所示[16]。

表1 Cr2MoV的化学成分 %

表2 Cr2MoV的样品设置

本试验使用X射线衍射仪(TD-3500)对Cr12MoV进行物相分析,使用洛氏硬度计(HRS-150D)测量其硬度,用金属摆锤冲击试验机(JB300-B)进行冲击韧度测试,并使用倒置式金相显微镜(XJP-3A,重庆光学仪器)进行显微金相组织的观察与拍照。

2 实验结果

2.1 X射线衍射

为确定热处理后Cr12MoV的物相结构,其X射线衍射(X-ray diffraction,XRD)图谱如图1所示。从图1可以看出,热处理后的Cr12MoV各样品的峰位基本相同,峰值接近。主峰位的45° (110)对应主衍射峰的基体相α-Fe。在45° (220)和82° (141)的峰位,对应渗碳体(Fe3C)。从45° (110)、65° (200)、82° (211)、98° (220)和116° (310)处的峰位,对应Fe-Cr化合物。这与吴一弘[17]和钟奇鸣等[18]的Cr12MoV钢原始材料的物相组成中的峰位类似,说明热处理对于基本物相偏移和转变的影响较小。

图1 Cr12MoV冷作模具钢的XRD图谱

2.2 金相显微组织

Cr12MoV钢经不同热处理工艺处理后的金相组织如图2所示。其中,图2(a)为Cr12MoV经过860 ℃退火后的金相组织图,可以看出,组织中存在大量白色的晶粒细小的珠光体,呈板条状形态,周围存在的黑色小点,即从珠光体上溶解出来的碳化物。图2(b)为980 ℃淬火后的Cr12MoV的显微金相结构图,图中可观察到,组织中存在大量的晶粒较细小的淬火马氏体以及少量碳化物,还有少量未发生转变的残余奥氏体。图2(c)为980 ℃淬火与210 ℃回火后的Cr12MoV的显微金相结构图,组织中有回火马氏体、残余奥氏体、少量碳化物,并且马氏体的晶粒较粗大且碳化物的形态与分布并不均匀。图2(d)为980 ℃淬火与520 ℃回火后的Cr12MoV的显微金相结构图,组织中含有大量细小晶粒的回火索氏体,因为高温回火相当于残余奥氏体的二次淬火,所以组织中的残余奥氏体得到了充分的索氏体转变,且高温促进了较小碳化物的完全溶解和大块带有尖角的碳化物的局部溶解,使得基体中的碳化物在高温回火时再次弥散析出并均匀分布[19],因此使得组织中碳化物的形态、大小及分布都得到了改善。

(a) 860 ℃退火 (b) 980 ℃淬火

(e)950 ℃淬火 (f)950 ℃淬火210 ℃回火

(g)950 ℃淬火520 ℃回火图2 不同热处理工艺后的Cr12MoV的显微金相结构

图2(e)为950 ℃淬火后的Cr12MoV的显微金相结构图,与980 ℃淬火相比,其组织中的淬火马氏体含量相对较少,并且存在一定量的碳化物和残余奥氏体,组织中虽然也存在大量的马氏体,但因其晶粒较粗大,且含有一些残余奥氏体,所以在硬度上会比980 ℃淬火的材料硬度低一些。图2(f)为950 ℃淬火后与210 ℃回火的Cr12MoV的显微金相结构图,可看出经过淬火加低温回火得到的组织中马氏体和残余奥氏体并存,并且残余奥氏体的含量不少,还有一些未溶解且分布不均匀的碳化物,组织中存在大量的残余奥氏体是由于在低温下回火,残余奥氏体不能发生向马氏体转变的相变,所以材料的硬度较高。图2(g)为950 ℃淬火与520 ℃回火后的Cr12MoV的显微金相结构图,组织中大部分都是灰黑色的回火索氏体,以及索氏体周围析出的碳化物,这是因为在高温回火时,材料的组织虽然不发生转变,但是在冷却时却相当于发生二次淬火[20-21],因此组织中的残余奥氏体在冷却时转变为索氏体,且因为是高温回火,组织中的碳和合金元素会重新形成碳化物弥散并均匀析出,因为都能完全转变和析出,所以晶粒很细小,导致组织的韧性较好,但相对于低温回火的组织硬度较低。

2.3 硬度测试

图3为Cr12MoV冷作模具钢的洛氏硬度(*表示样本之间的显著性差异)。从图3可以看出,未经任何处理的Cr12MoV钢面板(0号)的硬度为47,经过860 ℃退火处理后(1号),其硬度值降低(41)。随后,经过淬火和回火热处理工艺后的其他样品(2、3、4、5、6和7号),其硬度值具有提高。经980 ℃淬火后的样品,其硬度为78,比原始样品高一倍。经950 ℃淬火后的样品,其硬度为76。对比2个淬火温度980 ℃和950 ℃,发现980 ℃对样品硬度的提升效果更为显著。影响模具材料硬度的主要因素是微观组织中的马氏体中含有过饱和的碳,马氏体中的碳占据晶体α-Fe晶格间隙的位置造成的晶格畸变使得组织产生了明显的固溶强化[22],且在进行热处理工艺时,温度越高,碳的质量分数就越高,在980 ℃时组织中溶解到奥氏体中的碳化物数量处于最佳状态,又因为淬火时的冷却速度很迅速,所以组织中奥氏体中的碳还没来得及扩散因此全部保留在了马氏体中,所以冷却至室温的组织中的马氏体中碳的质量分数随着淬火温度的升高而逐渐增加,进而导致淬火处理后的模具材料的硬度值也逐渐升高。

(a)所有样品

(b)不同淬火和回火工艺后Cr12MoV样品图3 Cr12MoV冷作模具钢的洛氏硬度

2.4 冲击韧度

图4为Cr12MoV 冷作模具钢的冲击功(*表示样本之间的显著性差异)。从图4可以看出,未经任何处理的Cr12MoV的冲击功为19.27 J(0号),经过860 ℃退火处理后,1号样品冲击功增大(21.33 J)。经过淬火和回火热处理工艺后的其他样品(2、3、4、5、6和7号),其冲击功与均比1号和2号有显著提升。从2、3和4号样品来看,经过980 ℃淬火后,冲击功为26.90 J;经过210或520 ℃回火后,冲击功有显著提升;520 ℃回火后的样品比210 ℃回火后的冲击功也有显著提高,说明回火温度越高,冲击功数值越大,体现了更大的冲击韧性。同理,从5、6和7号样品来看,与2、3和4号样品有着类似的规律。对比980 ℃和950 ℃淬火后的样品来看,980 ℃淬火后的样品的冲击功值显著高于950 ℃淬火后的,说明淬火温度越高,其冲击功数值越大,有着更大的冲击韧性。同时,我们可以发现,在980 ℃淬火520 ℃回火的工艺下,样品有着最大的冲击功36.07 J。