大截面非調(diào)質預硬塑料模具鋼FT600與SDP1相變特性的對比研究

李 娜 閔永安 吳曉春

(上海大學材料科學與工程學院，上海 200444)

汽車、家電等行業(yè)的發(fā)展帶動了塑料模具鋼的產(chǎn)品市場需求和研發(fā)創(chuàng)新動力。2017年汽車用塑料模具鋼需求量增幅在4%左右[1]。在塑料模具日益大型化以及降低制造成本和縮短制造周期的市場需求下，預硬型塑料模具在塑料模具的應用中仍占有主要地位，其中以貝氏體型塑料模具鋼為主[2]。大截面預硬化塑料模具鋼是在碳素結構鋼或低合金鋼中加入微合金元素，通過控制軋制(鍛造)和控制冷卻等，即可獲得28～36 HRC的常規(guī)使用硬度。該類模具鋼正逐步替代傳統(tǒng)的調(diào)質鋼，市場占比逐年增大，具有廣闊的應用前景[3]。但該類產(chǎn)品由于尺寸較大，在冷卻過程中從心部到表面存在溫差，心部可能會出現(xiàn)鐵素體或珠光體，從而造成產(chǎn)品的心部硬度偏低，硬度波動較大[4]。因此需要通過成分設計和生產(chǎn)工藝的創(chuàng)新，調(diào)整材料的相變特性。FT600是第一代非調(diào)質預硬化塑料模具鋼，鍛造風冷后，進行一次回火即可使用，心部和表面均為貝氏體組織，模塊截面厚度可達600 mm[5]。為了滿足更大截面模具的需求，進一步調(diào)整錳和硅的含量，成功研制出了大截面尺寸600～1 100 mm厚的SDP1貝氏體塑料模具鋼[6- 7]。

為了更清晰地掌握FT600和SDP1鋼的相變特性即化學成分、冷卻速度對過冷奧氏體組織轉變的影響，本文結合實際生產(chǎn)工藝，試驗獲得了兩種鋼的連續(xù)冷卻相變特性曲線。并借助光學顯微鏡、掃描電鏡，顯微硬度計和XRD等手段對試驗鋼的組織和性能進行分析，重點研究了兩種鋼連續(xù)冷卻相變的異同。

1 試驗材料和方法

試驗所用材料為上海大學研制的專利鋼種，試樣取自成品模塊，模塊均利用鍛造預熱進行控制冷卻得到目標貝氏體組織，再通過一次回火調(diào)整性能。工業(yè)生產(chǎn)中FT600鋼的模塊截面尺寸大于600 mm時，心部將出現(xiàn)鐵素體且硬度低于28 HRC，這將導致材料的使用性能惡化。為了提高貝氏體的淬透性以改善模具鋼性能，可適當添加Mn和Si這兩種廉價的合金元素。這是因為，Mn元素在降低先共析鐵素體形核率的同時并抑制先共析鐵素體的生長[8]。Si的作用則相反，不但增加先共析鐵素體相變形核的驅動力，還能促進先共析鐵素體的生長[9]。因此為抑制先共析鐵素體的生長以進一步提高貝氏體淬透性，可以把降Si增Mn作為核心的合金優(yōu)化思路[10]。通過熱力學計算，在FT600鋼的基礎成分上提高0.5%的Mn，降低0.3%Si得到SDP1鋼。兩種鋼的具體化學成分見表1。

依據(jù)YB/T 5128—1993《鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線圖的測定》[11]，利用德國DIL805熱膨脹儀將φ4 mm×10 mm試樣以10 ℃/s的速率由室溫加熱到600 ℃，再以200 ℃/h速率加熱至880 ℃奧氏體化5 min，然后吹氣快冷到室溫，最后用切線法從膨脹曲線上測量出試樣的Ac1、Ac3、Ms點。

表1 FT600和SDP1鋼的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical compositions of FT600 and SDP1 steels (mass fraction) %

CCT曲線測定工藝為：將試樣以10 ℃/s速率加熱到880 ℃奧氏體化30 min，再分別以30、5、1、0.3、0.1、0.07、0.05、0.03、0.02和0.015 ℃/s的速度冷卻至室溫。為防止氧化脫碳，試樣的加熱與冷卻均在真空中進行。

之后將測完的試樣沿軸向進行鑲嵌，砂紙打磨至心部，電解拋光去除應力層。采用X- 350A型X射線應力衍射儀測量試樣的殘留奧氏體含量。采用Cr- Kα射線，高角度掃描的2θ角范圍為142°～169°，歩距為0.2°，計數(shù)時間為0.5 s；低角度掃描的2θ角范圍為123°～134°，歩距為0.1°，計數(shù)時間為1 s。比較(211)α和(220)γ衍射峰的積分強度確定殘留奧氏體含量。每個試樣選取5個位置，每個位置測2次，取其平均值。

測量完殘留奧氏體后，再對試樣進行拋光，并用4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，再分別在Nikon EPIPHOT MA300光學顯微鏡和Hitachi S- 570掃描電鏡上觀察顯微組織。使用MH- 3型維氏硬度計測定顯微硬度，試驗力500 g，保載時間15 s。結合膨脹曲線確定相變溫度，得到兩種鋼的CCT曲線。

2 試驗結果與分析

利用切線法從膨脹曲線上測得兩種鋼的相變點。FT600鋼的相變點：Ac1=750 ℃，Ac3=820 ℃，Ms=345 ℃；SDP1鋼的相變點：Ac1=743 ℃，Ac3=800 ℃，Ms=315 ℃。FT600與SDP1鋼在不同冷速下的溫度- 相轉變量曲線分別如圖1(a)和圖1(b)所示。

FT600與SDP1鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉變后的顯微組織分別如圖2和圖3所示。由圖1(a)可見，當冷速為0.015 ℃/s時，F(xiàn)T600鋼在610～730 ℃溫度范圍內(nèi)發(fā)生了鐵素體相變，在450 ℃以下的中溫區(qū)發(fā)生了貝氏體相變，顯微組織如圖2(a)所示。隨著冷速的增加，鐵素體量逐漸減少直至消失，如圖2(b)所示，鐵素體相變的臨界冷速約為0.1 ℃/s。在0.1～0.3 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，冷卻曲線上只有一個相變點，結合顯微組織可以判斷該冷速范圍內(nèi)只發(fā)生了貝氏體轉變。當冷速在0.3～1 ℃/s范圍內(nèi)時，冷卻曲線的低溫區(qū)出現(xiàn)了新的拐點且顯微組織中觀察到了馬氏體，如圖2(c、d)所示。

圖1 (a)FT600和(b)SDP1鋼在不同冷速下的溫度- 相轉變量曲線Fig.1 Temperature- phase transformation amount curves of (a)FT600 and (b)SDP1 steels at different cooling rates

中低溫階段不同冷速下貝氏體、馬氏體的相變特征應與碳擴散有關。當冷速足夠慢時，碳元素可以充分擴散，從而只發(fā)生貝氏體轉變。隨著冷速的增加，貝氏體相變不完全，從而在隨后的冷卻過程中殘留奧氏體將發(fā)生馬氏體相變。但在該冷速范圍內(nèi)，冷速越慢，Ms點越低。這是因為冷速降低時，貝氏體中的碳會擴散至殘留奧氏體中[12]，使其更穩(wěn)定，從而降低了Ms點。

圖2 FT600鋼經(jīng)(a)0.015、(b)0.1、(c)0.3和(d)1 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉變后的顯微組織Fig.2 Microstructures of FT600 steel after continuous cooling transformation at cooling rates of (a) 0.015,(b) 0.1,(c) 0.3 and (d)1 ℃/s

由圖1(b)可見，與FT600鋼不同，SDP1鋼的先共析鐵素體轉變并不明顯。如圖3(a)所示，當冷速為0.015 ℃/s時，組織中只有少量的鐵素體。在0.03～0.10 ℃/s的冷速范圍內(nèi)時，基本為貝氏體組織，如圖3(b)所示。隨著冷速的進一步增加，組織中出現(xiàn)了馬氏體，如圖3(c)所示。當冷速達到1 ℃/s后，基本為全馬氏體組織。

FT600鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉變后得到的殘留奧氏體含量見表2?？梢?，隨著冷速的降低，殘留奧氏體的含量先增加后減少。在冷速為0.05 ℃/s時，殘留奧氏體的體積分數(shù)最多，為12.6%。與FT600鋼相比，SDP1鋼中殘留奧氏體的體積分數(shù)相對較少，總體在5%以下。由于殘留奧氏體在隨后的回火過程中會轉變?yōu)轳R氏體，而出于成本考慮，該類模塊基本采用一次回火，故成品模塊中可能還存在著未回火的馬氏體，從而導致模塊的組織和硬度均勻性降低；同時殘留奧氏體轉變?yōu)轳R氏體的相變應力也會增加大模塊熱處理開裂的風險。因此，SDP1鋼中較低的殘留奧氏體含量將更適用于大型模塊的生產(chǎn)。

圖3 SDP1鋼經(jīng)(a)0.015、(b)0.1、(c)0.3和(d)1 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉變后的顯微組織Fig.3 Microstructures of SDP1 steel after continuous cooling transformation at cooling rates of (a) 0.015,(b) 0.1,(c) 0.3 and(d)1 ℃/s

表2 FT600鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉變后得到的殘留奧氏體含量(體積分數(shù))Table 2 Retained austenite contents in FT600 steel after continuous cooling transformation at different cooling rates (volume fraction) %

FT600和SDP1鋼中殘留奧氏體含量的差別應該與Si含量的差異有關[12]。FT600鋼中Si含量高，而Si可以抑制滲碳體的形成，因此促進了貝氏體中的碳原子向殘留奧氏體中的擴散，穩(wěn)定了殘留奧氏體，因此Si含量較高的FT600鋼中殘留奧氏體的含量較高。

FT600與SDP1鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉變后的顯微硬度測定結果如表3所示。由表3可以看出，隨著冷速的增大，兩種鋼的硬度均逐漸升高，這與顯微組織觀察的結果基本一致。當冷速較低時，由于鐵素體的出現(xiàn)，鋼的整體硬度偏低；冷速增加時，基本為貝氏體組織，硬度較為穩(wěn)定；冷速較快時，發(fā)生馬氏體轉變，且冷速越快得到的馬氏體含量越多，硬度也越高。在相同冷速下，SDP1鋼的貝氏體淬透性高于FT600鋼，故SDP1鋼的硬度整體上高于FT600鋼。此外，試驗范圍內(nèi)的冷速，基本可以代表大模塊冷卻時從表面到心部的冷速，相同冷速范圍內(nèi)SDP1鋼的硬度差小于FT600鋼，表明SDP1鋼的硬度均勻性更優(yōu)。

表3 FT600與SDP1鋼以不同冷速連續(xù)冷卻轉變后的顯微硬度Table 3 Micro- hardness of FT600 and SDP1 steels after continuous cooling transformation at different cooling rates HV0.5

圖4是FT600和SDP1鋼的連續(xù)冷卻轉變(CCT)曲線。表4是兩種鋼在不同冷速范圍內(nèi)的相變類型。

對比圖4(a)和4(b)可知，SDP1鋼中先共析鐵素體的析出冷速較FT600鋼大幅度降低，這是由于Mn元素可以增加奧氏體的穩(wěn)定性，提高α相的析出功，從而對先共析鐵素體的析出及珠光體轉變起強烈的抑制作用[13]。因此和FT600鋼相比，SDP1鋼的鐵素體相變被強烈推遲，當冷速低于0.03 ℃/s時才開始有少量鐵素體析出，從而使得貝氏體的淬透性顯著提高。

FT600和SDP1鋼以0.03 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉變后得到的組織的掃描電鏡形貌如圖5所示。對比可以看出，SDP1鋼中鐵素體的含量明顯少于FT600鋼的，且FT600鋼中存在一定量的殘留奧氏體或M- A島。由于冷速較慢，兩種鋼的貝氏體基本都為粒狀貝氏體。

圖4 (a)FT600與(b)SDP1鋼的CCT曲線Fig.4 CCT curves of (a)FT600 and (b)SDP1 steels

表4 FT600和SDP1鋼各組織的臨界冷速Table 4 Critical cooling rates of each phase of FT600 and SDP1 steels ℃/s

FT600鋼在0.1～0.3 ℃/s的冷速范圍內(nèi)可以得到貝氏體，且在這個冷速范圍內(nèi)，貝氏體開始轉變溫度(Bs)相差不大，使得該冷速范圍內(nèi)的轉變曲線具有平坦的頂部，說明冷速對其Bs點影響不大，這有助于在大模塊截面上得到形態(tài)差異不大的組織。SDP1鋼在0.015～0.1 ℃/s的冷速范圍內(nèi)可以得到貝氏體組織，冷速范圍更寬，且貝氏體轉變開始溫度較低，這有助于得到性能較好的下貝氏體(LB)組織。

FT600和SDP1鋼以0.3 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉變后得到的組織的掃描電鏡形貌如圖6所示。在該冷速下，兩種鋼的組織均主要由貝氏體及M- A島構成，但SDP1鋼中的下貝氏體量更多，因此SDP1鋼的硬度雖略高于FT600鋼，但兩者的硬度差已明顯減小。

圖5 在0.03 ℃/s冷速下連續(xù)冷卻轉變后(a、c)FT600和(b、d)SDP1鋼的SEM形貌Fig.5 SEM morphologies of (a,c) FT600和(b,d)SDP1 steels after continuous cooling transformation at cooling rate of 0.03 ℃/s

圖6 以0.03 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉變后(a)FT600和(b)SDP1鋼的SEM形貌Fig.6 SEM morphologies of (a) FT600和(b)SDP1 steels after continuous cooling transformation at cooling rate of 0.3 ℃/s

由此可見，利用廉價的合金元素Mn和Si的合理微調(diào)，實現(xiàn)了慢冷速下(對應大截面模塊)供貨態(tài)組織優(yōu)化的目標，SDP1鋼具有殘奧含量少、穩(wěn)定性高的特點，與FT600鋼相比，更適合用作非調(diào)質處理的制造環(huán)節(jié)。

3 結論

(1)FT600鋼中先共析鐵素體析出的臨界冷速為0.1 ℃/s，成分優(yōu)化的SDP1鋼的相應臨界冷速降低至0.05 ℃/s。

(2)通過增Mn降Si的合金優(yōu)化設計，可較大幅度地降低殘留奧氏體含量，提升SDP1鋼的組織與硬度均勻性。

(3)SDP1鋼在不同冷速下的硬度差較小，組織均勻性更優(yōu)，加之更低的先共析鐵素體臨界冷速，說明SDP1鋼適合于制造更大截面尺寸的非調(diào)質預硬化塑料模具。