黃志恒 張玉棟 汪雨昌 元亞莎

(1.洛陽中重鑄鍛有限責任公司，河南 洛陽 471039；2.中信重工機械股份有限公司，河南 洛陽 471039)

近年來，隨著科技的快速發(fā)展，汽車行業(yè)也經(jīng)歷著大的革新，新能源汽車逐漸盛行，進而對我國模具鋼產(chǎn)業(yè)提出了更高的行業(yè)要求。在我國模具鋼產(chǎn)量不斷攀升的當下，P20塑料模具鋼由于其自身良好的耐磨性、耐蝕性、易切削性能、優(yōu)異的淬透性，被廣泛應用于大型、精密注塑型塑料模具中[1]。但P20鋼屬于預硬化塑料模具鋼，在連續(xù)冷卻過程中會發(fā)生貝氏體和馬氏體相變，使鋼的硬度和脆性增加，從而使后續(xù)的加工難度增加，加工中易出現(xiàn)鋸切面不平整、鋸條崩斷等問題[2]，嚴重時甚至影響交貨期。因此考慮使用正火+球化退火工藝來得到粒狀珠光體組織[3]，降低模具硬度，有利于獲得良好的切削加工性能[4-5]。為進一步提高模具鋼性能、增加壽命，更快打入高端進口模具鋼市場，本文通過研究合適的鍛后熱處理工藝來改善組織問題，提高P20鋼的綜合性能。

1 試驗材料與方法

本試驗所用的P20鋼為我廠自主生產(chǎn)，其化學成分如表1所示。

表1 P20鋼化學成分(質量分數(shù)，%)

采用雙真空熔煉-澆鑄重量50 kg的P20鋼錠(?157 mm×330 mm)，鋼錠加熱至1250℃保溫4 h，然后在3 t錘鍛機上進行鐓拔變形。采用一鐓一拔的鍛造工藝，保證鐓粗壓下量為原高度的50%以上，然后拔長至?50 mm×L，鍛造完畢后灰坑冷卻至室溫。

試驗使用Formastor-F II相變測試儀檢測相變溫度點如表2所示，與文獻[6-7]檢測的通用相變點基本吻合。將9組試樣加工成20 mm×20 mm×30 mm規(guī)格，待到箱式熱處理爐爐溫達到810℃裝入試樣，到達指定溫度后保溫4 h，出爐后水冷，依次裝入下一組試樣，設定工藝為15 min升溫到下一保溫溫度，重復上述步驟，檢測不同保溫溫度下試樣的晶粒度等級來確定晶粒粗化溫度區(qū)間，選取最佳的正火工藝路線。

表2 P20鋼相變點

經(jīng)正火并退火的試樣，拋磨后，用3%的硝酸酒精腐蝕；利用倒置式光學顯微鏡觀察不同工藝試樣的顯微組織，并確定其晶粒度；使用布氏硬度計對不同熱處理條件下的試樣進行硬度試驗，研究鍛后熱處理溫度和保溫時間對材料微觀組織的影響；對不同鍛后熱處理工藝下得到的組織進行分析，確定最優(yōu)退火工藝參數(shù)。

2 試驗結果與討論

2.1 晶粒粗化實驗

本文通過對830～930℃不同溫度下試樣組織形貌分析，得到不同溫度下材料的晶粒度，如表3所示；根據(jù)材料晶粒度臨界突變溫度區(qū)間，確定合適的鍛后正火工藝。不同晶粒粗化溫度下組織形貌如圖1所示。

(a)830℃ (b)850℃ (c)870℃

由圖1結合表3可以發(fā)現(xiàn)，晶粒度隨著加熱溫度的升高呈現(xiàn)下降趨勢[8]，當加熱溫度為830～850℃時，組織未達到完全奧氏體化，并有大量未溶解碳化物存在；當加熱溫度為870℃時，碳化物顆粒明顯減少，繼續(xù)升高溫度至890℃時，碳化物基本溶解完全；在910～930℃時，針狀貝氏體逐漸長大，晶粒粗化比較嚴重，因此本文選取正火溫度范圍為870～900℃。

表3 不同粗化溫度下的晶粒度

2.2 退火工藝實驗

退火工藝主要是為后續(xù)性能熱處理做組織準備，以便獲得良好的材料切削性能。根據(jù)相變點檢測結果(Ac1：775℃、Ac3：819℃)與晶粒粗化試驗，本試驗選取正火溫度為890℃，并設計了九組不同退火溫度及不同保溫時間的對比試驗，具體實驗方案如表4所示。

表4 九組退火工藝試驗方案

退火有多種分類方式，按照加熱溫度不同可分為等溫退火和亞等溫退火，工藝1～4為等溫退火，退火的加熱溫度大于Ac1溫度，等溫溫度小于Ac1溫度；工藝5～9為亞等溫退火，退火的加熱和等溫溫度均小于Ac1溫度[9-10]。由于試樣規(guī)格不大，在正火890℃×4 h處理灰坑冷卻至300℃，空冷至室溫后試樣顯微組織為貝氏體、珠光體和鐵素體的混合組織。為獲得良好的組織球化效果，在相同正火工藝的前提下，進行了九組不同退火溫度、不同保溫時間的工藝試驗。圖2為經(jīng)四種等溫退火工藝處理后試樣的顯微組織，工藝1、2的等溫退火溫度均為840℃+720℃，840℃已經(jīng)超過了P20鋼的Ac3點，此時珠光體和貝氏體中的滲碳體回熔，組織基本達到完全奧氏體化；由于滲碳體幾乎全部回熔進奧氏體內，組織中幾乎不存在未熔碳化物，在720℃等溫階段，保留的作為形核質點的未熔碳化物較少，無法滿足后續(xù)退火球化的形核數(shù)量，故形成了片層狀珠光體。

(a)工藝1 (b)工藝2 (c)工藝3 (d)工藝4

從圖2(a)和(b)微觀組織可知，退火組織基本都是片層狀珠光體，未熔碳化物較少；與工藝2相比，工藝1試驗在840℃保溫時間較短，保留的未熔碳化物相對較多，在720℃保溫時存在局部球化現(xiàn)象；工藝2試驗在840℃保溫時間較長，保留的未熔碳化物相對較少，在720℃保溫時基本沒有球化現(xiàn)象，并且在后續(xù)冷卻過程中全部形成了細小、平滑順直的片層狀珠光體。奧氏體在過冷過程中，由于組織遠離平衡態(tài)，出現(xiàn)結構起伏和能量起伏，在奧氏體組織中會隨機出現(xiàn)貧碳區(qū)和富碳區(qū)，并且鐵素體在貧碳區(qū)形核，滲碳體在富碳區(qū)形核，兩者交替共生，形成珠光體組織[11]。珠光體組織轉變是擴散型相變，過冷奧氏體共析分解為鐵素體和滲碳體，這兩相以界面相結合，形成一定的位相關系[12]。

工藝3的加熱溫度降到800℃，此溫度介于Ac1與Ac3之間，貝氏體組織完全熔斷，但由于加熱階段的奧氏體化溫度偏低，珠光體回熔不完全，從圖2(c)可以看出，組織中保留了一部分未熔碳化物作為球化形核質點，在退火等溫階段的溫度降至Ac1以下時形核質點形成球狀珠光體，碳化物回熔形成的奧氏體組織重新共析分解為片狀珠光體組織，如圖2(c)所示，片層狀珠光體和球化組織各占一半左右。與工藝3試驗相比，工藝4試驗延長了加熱溫度800℃的保溫時間，但對比圖2(c)和(d)可知兩者組織分布基本一致，均屬于片層狀珠光體與粒狀珠光體的混合組織，故在介于Ac1與Ac3溫度的兩相區(qū)加熱階段延長保溫時間對退火組織的球化效果影響不大。一般來說在兩相區(qū)隨著保溫時間延長，小粒徑碳化物融入奧氏體[13]，殘留碳化物平均粒徑有所增加，碳化物數(shù)量隨之減少，但緩慢加熱到一定溫度時，繼續(xù)增加保溫時間，對碳化物的形態(tài)和分布不會有明顯的影響。由圖2(a)、(b)、(c)和(d)可知，隨著加熱階段球化溫度降低，退火組織球化率增加，但組織中仍存在片狀珠光體。

圖3為五種亞等溫退火工藝的顯微組織，工藝5所得退火組織如圖3(a)所示，組織中存在少量片層狀珠光體，而工藝6、7、8所得退火組織如圖3(b)、(c)、(d)所示，均為粒狀珠光體組織，不存在片層狀結構；工藝9所得退火組織如圖3(e)所示，此時組織球化效果較差，并且球狀碳化物呈一定位相分布。工藝5加熱溫度為780℃，略高于Ac1，退火后其組織轉變與工藝4相似，但由于此時加熱溫度低于工藝4，奧氏體組織形成較少，在650℃等溫后僅形成了少量片層狀珠光體組織；工藝6、7、8和9的加熱溫度和等溫溫度均低于Ac1，在加熱階段貝氏體分解熔斷，碳化物質點在基體內混亂分布，在等溫階段碳化物球化，由于等溫溫度降低，過冷度增加片狀珠光體自發(fā)熔斷形成粒狀珠光體。按照界面能理論，曲率半徑小的片層狀碳化物周圍的鐵素體中的碳濃度較高，曲率半徑大的碳化物周圍的鐵素體中的碳濃度較低，由此形成碳的濃度梯度和化學勢梯度，碳原子下坡擴散由高濃度區(qū)擴散到低濃度區(qū)，從而實現(xiàn)片狀碳化物的熔斷球化[14]。從表面能的角度考慮，由于片狀滲碳體表面積大于同體積的粒狀滲碳體，因此鋼在退火過程中會自發(fā)的破裂、球化，解脫其共析鐵素體的約束而呈自由態(tài)[15]。對比圖3(a)、(b)和(e)可知，在相同退火時間下，當加熱溫度降到Ac1以下時組織球化效果明顯提升，但當加熱溫度降到700℃時，球化的碳化物組織仍保留部分原始位相，為保證良好的碳化物球化效果，退火加熱溫度在700～780℃之間選取。退火的實質是使奧氏體化鋼進行珠光體轉變，即等溫退火溫度應大于貝氏體轉化溫度Bs才能滿足退火要求。對比圖3(b)、(c)和(d)可知，加熱溫度選取750℃時，在相同退火時間下，一定程度上提高或者降低等溫溫度，對碳化物球化效果影響不大；由于此P20鋼中含有碳化物形成元素Cr、Mo，能在一定程度上阻礙碳原子擴散，減少碳化物聚集長大的程度，從而使組織中粒狀珠光體較為細小[16]。對比圖2和圖3可知為獲得球化效果較好的組織狀態(tài)，等溫退火溫度選取(700～750℃)+(600～690℃)。

(a)工藝5 (b)工藝6 (c)工藝7 (d)工藝8 (e)工藝9

2.3 硬度試驗

對工藝1～9處理后的試樣進行布氏硬度試驗，每個試樣上打5個硬度點，取其平均值作為該試樣的硬度值，結果如表5所示。

表5 九種工藝處理后的硬度

硬度是反映材料抵抗彈塑性變形的能力[17]。根據(jù)金相組織可初步判斷其組織狀態(tài)，再通過硬度試驗進一步驗證。布氏硬度一般用于檢驗低硬度材料，如退火、正火態(tài)鋼等。工藝2與工藝1相比，片狀層狀珠光體組織相對較多，硬度值略高于工藝1；工藝3與工藝2相比未熔碳化物增多，硬度值低于工藝2；工藝4與工藝3相比延長了加熱時間，但此時組織狀態(tài)基本一致，硬度值相差不大；工藝5與工藝4相比，片狀珠光體占比更少，粒狀珠光體比例增加，硬度值有所降低；工藝6、7和8相比組織狀態(tài)基本一致，硬度值相近；工藝9與工藝6相比碳化物擴散不充分仍存在一定位相，硬度值略高于工藝6。大量球化的碳化物可以降低試樣硬度、均勻組織并改善加工切削性能[18]，與退火試驗結論相吻合。

3 結論

根據(jù)上述工藝方案與試驗結果分析，可得出以下結論：

(1)晶粒度隨著加熱溫度的升高呈現(xiàn)下降趨勢，經(jīng)過六組試驗對比，本文選取的正火溫度范圍為870～900℃。

(2)通過等溫退火和亞等溫退火試驗可知，當加熱溫度高于Ac1時，組織球化不完全，存在片層狀珠光體組織；當加熱溫度低于Ac1一定范圍時，組織球化良好，粒狀碳化物細小均勻，本文選取的等溫退火溫度為(700～750℃)+(600～690℃)。

(3)通過對比不同退火工藝下的硬度，驗證了不同退火工藝后的組織狀態(tài)，其中工藝6、7和8硬度值最低，組織均勻，利于切削加工，與退火試驗結論相吻合。