鉬含量對3Cr2MnNiMoV鋼奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為的影響

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(1.昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明 650093； 2.鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京 100081；3. 東北特殊鋼集團(tuán)技術(shù)中心，撫順 113001)

0 引 言

隨著現(xiàn)代工業(yè)的發(fā)展，塑料制品向大型、復(fù)雜、精密的方向發(fā)展，塑料模具的工作條件更加苛刻和復(fù)雜，這對塑料模具鋼性能提出了更高的要求[1-2]。預(yù)硬化塑料模具鋼在供貨前已進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理，達(dá)到用戶的使用要求和性能要求，用戶可直接將其加工成模具，避免模具加工后因熱處理所造成的脫碳、開裂、變形等缺陷[3-5]。3Cr2MnNiMoV鋼是鋼鐵研究總院在德國DIN 1.2738(中國牌號3Cr2MnNiMo)鋼基礎(chǔ)上，通過優(yōu)化合金元素含量而開發(fā)的新型高性能預(yù)硬化塑料模具鋼，具有比3Cr2MnNiMo鋼更優(yōu)異的力學(xué)性能。3Cr2MnNiMoV鋼中鉬含量的增加除了可提高鋼的回火穩(wěn)定性和淬透性外，還能細(xì)化晶粒、產(chǎn)生固溶強(qiáng)化、改善碳化物分布等，從而提高其力學(xué)性能[6-9]。室溫下鉬在α-Fe中的固溶度可達(dá)4%，在γ-Fe中的固溶度可達(dá)3%，并且可以與鋼中的碳、氮、硼等元素形成化合物，與其他合金元素形成金屬間化合物。當(dāng)鉬質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.15%～0.55%時(shí)，鉻鉬鋼具有較高的強(qiáng)度、較好的熱穩(wěn)定性和良好的抗應(yīng)力腐蝕性能[10-11]。研究表明，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.2%鉬可抑制低碳鋼中碳化物的析出，減少鐵素體的形核位置和提高奧氏體中的碳含量，并能在低冷卻速率下抑制多邊形鐵素體的形成，提高奧氏體的淬透性[12]。張慧杰等[13]和WU等[14]的研究表明，較高含量的鉬可降低貝氏體的析出溫度，縮小貝氏體相變溫度范圍，使CCT曲線右移。但是，未見有關(guān)鉬含量對3Cr2MnNiMoV鋼奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為影響的報(bào)道。為此，作者對兩種不同鉬含量的3Cr2MnNiMoV鋼在不同冷卻速率下的組織與硬度進(jìn)行了研究，并繪制了奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線，為該鋼的成分設(shè)計(jì)以及熱處理工藝制定提供試驗(yàn)參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料為純鐵和鐵合金，鉬以MoFe60合金的形式加入，按照3Cr2MnNiMoV鋼的化學(xué)成分進(jìn)行配料，其中鉬元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.2%和0.7%。在25 kg真空感應(yīng)爐中熔煉，然后將鑄錠加熱到1 200 ℃保溫1 h后，鍛造成φ16 mm×2 m的鋼棒，之后將鋼棒加熱到860 ℃保溫4 h后，爐冷至740 ℃保溫6 h，隨后爐冷至500 ℃，出爐空冷。測得試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分如表1所示。

從鋼棒上截取尺寸為φ3 mm×10 mm的熱膨脹試樣，按照YB/T 5128-1993標(biāo)準(zhǔn)，利用FORMASTOR-FII型相變儀測試驗(yàn)鋼的臨界相變點(diǎn)和熱膨脹曲線。將試驗(yàn)鋼以200 ℃·h-1加熱速率升溫，測得試驗(yàn)鋼的Ac1(加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度)和Ac3(加熱時(shí)先共析鐵素體全部溶入奧氏體的終了溫度)。之后在100 s的時(shí)間內(nèi)將熱膨脹試樣從室溫迅速加熱至880 ℃，保溫5 min后，在5 s內(nèi)將溫度降至Ac3，再分別以0.03，0.06，0.14，0.28，0.81，1.62，4.05，8.10，16.20 ℃·s-1的速率冷卻至室溫，繪制試驗(yàn)鋼的熱膨脹曲線，并利用切線法測定在不同冷卻速率下的相變溫度。

熱膨脹試樣經(jīng)打磨、拋光和用體積分?jǐn)?shù)6%硝酸酒精溶液腐蝕后，在Olympus-G型光學(xué)顯微鏡、日立S-4300型冷場發(fā)射掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織。利用HP250型維氏硬度計(jì)測不同冷卻速率下試樣的硬度，載荷50 N，保載時(shí)間10 s，每個(gè)試樣測5個(gè)點(diǎn)取平均值。通過對熱膨脹曲線進(jìn)行分析，并結(jié)合顯微組織和硬度的試驗(yàn)結(jié)果，繪制出CCT曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 CCT曲線

圖1中的Mf為馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度，Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。由圖1可以看出：1#試驗(yàn)鋼的Ac1和Ac3分別為710 ℃和790 ℃，2#試驗(yàn)鋼的Ac1和Ac3分別為735 ℃和790 ℃；在0.03～16.20 ℃·s-1冷卻速率范圍內(nèi)，兩種試驗(yàn)鋼的CCT曲線都可以劃分為中溫轉(zhuǎn)變區(qū)和低溫轉(zhuǎn)變區(qū)兩個(gè)區(qū)域，相變產(chǎn)物分別為貝氏體(B)和馬氏體(M)，均未發(fā)現(xiàn)珠光體；對于1#試驗(yàn)鋼，當(dāng)冷卻速率小于0.06 ℃·s-1時(shí)，僅發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，當(dāng)冷卻速率為0.06 ℃·s-1時(shí)開始出現(xiàn)馬氏體，馬氏體含量隨冷卻速率的增大而增加，當(dāng)冷卻速率大于等于0.28 ℃·s-1時(shí)組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；對于2#試驗(yàn)鋼，當(dāng)冷卻速率小于0.06 ℃·s-1時(shí)僅發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，當(dāng)冷卻速率為0.06 ℃·s-1時(shí)開始出現(xiàn)馬氏體，當(dāng)冷卻速率大于等于0.14 ℃·s-1時(shí)組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；隨著鉬含量的增加，試驗(yàn)鋼的CCT曲線右移。

鉬是碳化物形成元素，鉬含量的增加使碳在奧氏體中的擴(kuò)散激活能增大，阻礙了碳的擴(kuò)散[15]，導(dǎo)致馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率降低，因此試驗(yàn)鋼的CCT曲線右移。

圖1 兩種試驗(yàn)鋼的CCT曲線Fig.1 CCT curves of two tested steels

2.2 顯微組織

由圖2和圖3可知：當(dāng)冷卻速率為0.03～0.14 ℃·s-1時(shí),1#試驗(yàn)鋼的組織主要為貝氏體，隨冷卻速率的增加，貝氏體含量減少，且由粒狀貝氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槭鵂钬愂象w；當(dāng)冷卻速率為0.06 ℃·s-1時(shí)，組織中開始出現(xiàn)馬氏體，當(dāng)冷卻速率大于0.14 ℃·s-1時(shí)組織完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

由圖4和圖5可以看出：當(dāng)冷卻速率為0.03～0.06 ℃·s-1時(shí)，2#試驗(yàn)鋼為貝氏體和馬氏體的混合組織，隨冷卻速率的增加，馬氏體逐漸增多，粒狀貝氏體逐漸向束條貝氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷卻速率為0.06 ℃·s-1時(shí)，組織中開始出現(xiàn)馬氏體，當(dāng)冷卻速率大于0.06 ℃·s-1時(shí)組織完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖2 1#試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率下的顯微組織Fig.2 Microstructures of 1# tested steel at different cooling rates

圖3 1#試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率下的SEM形貌Fig.3 SEM micrographs of 1# tested steel at different cooling rates

圖4 2#試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率下的顯微組織Fig.4 Microstructures of 2# tested steel at different cooling rates

圖5 2#試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率下的SEM形貌Fig.5 SEM micrographs of 2# tested steel at different cooling rates

綜上所述，當(dāng)冷卻速率大于0.14 ℃·s-1時(shí)，1#試驗(yàn)鋼的組織全部為馬氏體，2#試驗(yàn)鋼在冷卻速率大于0.06 ℃·s-1時(shí)，其組織全部為馬氏體。2#試驗(yàn)鋼在更低的冷卻速率下即可獲得馬氏體，這表明隨著鉬含量的增加，3Cr2MnNiMoV鋼獲得馬氏體組織的能力增強(qiáng)，其淬透性提高。

圖6 不同冷卻速率下試驗(yàn)鋼的硬度變化曲線Fig.6 Hardness change curves of the tested steels at different cooling rates

2.3 硬 度

由圖6可知：當(dāng)冷卻速率小于0.14 ℃·s-1時(shí)，兩種試驗(yàn)鋼的硬度均隨冷卻速率的增大而快速升高，這是由于隨著冷卻速率的增大，試驗(yàn)鋼組織均由粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槭鵂钬愂象w，晶界面積增加，高密度位錯(cuò)增多，阻力增大，同時(shí)貝氏體轉(zhuǎn)變屬于半擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，奧氏體中的碳來不及擴(kuò)散，使得固溶在奧氏體中的碳含量增加，奧氏體轉(zhuǎn)變成貝氏體，導(dǎo)致硬度迅速升高；當(dāng)冷卻速率大于0.14 ℃·s-1，組織完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，隨冷卻速率的增大，位錯(cuò)密度增多，硬度緩慢增加；當(dāng)冷卻速率從0.03 ℃·s-1增加到16.20 ℃·s-1時(shí)， 1#試驗(yàn)鋼的硬度由429 HV5增大到700 HV5，而2#試驗(yàn)鋼的硬度則由415 HV5增大到720 HV5；當(dāng)冷卻速率大于0.14 ℃·s-1后，在相同的冷卻速率下， 2#試驗(yàn)鋼的硬度高于1#試驗(yàn)鋼的，硬度差為20～35 HV5，這是由于鉬在鋼中能增加碳化物的形核位置，形成的碳化物更加細(xì)小，數(shù)量更多[16]，因此鉬含量的增加使3Cr2MnNiMoV鋼具有更高的硬度。

3 結(jié) 論

(1) 在0.03～16.20 ℃·s-1冷卻速率范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼的CCT曲線都可以劃分為中溫轉(zhuǎn)變區(qū)和低溫轉(zhuǎn)變區(qū)兩個(gè)區(qū)域，相變產(chǎn)物分別為貝氏體和馬氏體，均未發(fā)現(xiàn)珠光體；隨著鉬含量的增加，馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率降低，CCT曲線右移，試驗(yàn)鋼獲得馬氏體的能力增強(qiáng)，淬透性提高。

(2) 隨著冷卻速率的增加，試驗(yàn)鋼的顯微硬度先快速增加后緩慢增加；當(dāng)冷卻速率大于0.14 ℃·s-1時(shí)，在相同的冷卻速率下，含有較多鉬元素的試驗(yàn)鋼具有更高的硬度。

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