奥氏体化温度对4Cr5Mo2V热作模具钢耐磨性的影响

1 试验材料及方法

1.1 试验钢制备及热处理

采用真空感应熔炼炉制备20 kg/支的试验钢锭,退火后去除表面氧化皮和缩孔部分;采用天然气加热炉将其加热至1 240 ℃并保温2 h,三向锻打至25 mm(厚)×55 mm(宽)的钢条后进行球化退火。4Cr5Mo2V热作模具钢的化学成分如表1所示。

表1 4Cr5Mo2V热作模具钢化学成分 ( 质量分数 )

在退火4Cr5Mo2V热作模具钢的试样上切取6个20 mm×20 mm×30 mm的小钢块,利用箱式电阻炉加热,分别在960、980、1 000、1 020、1 040、1 060 ℃保温1 h后油淬,切取试样进行组织观察,测试硬度。然后统一将6个不同淬火温度下的4Cr5Mo2V热作模具钢试样进行600 ℃二次回火,每次回火保温2 h,采集微观组织形貌及测量其洛氏硬度。

1.2 试验方法

采用HR-150A洛氏硬度计对淬火态及回火态试样进行硬度测试,将每个试样进行砂纸打磨,避免表面粗糙度对硬度测量的影响,每组试样测量6个点,去除最高值和最低值后取平均值。将硬度试样经过砂纸打磨抛光后,用4%的硝酸酒精溶液侵蚀,并用倒置三目金相显微镜4XCJX观察试样的显微组织。随后金相试样经丙酮用超声波清洗再通过扫描电子显微镜(SEM)进行组织表征,使用的扫描电子显微镜型号为FEI Quanta 250。将不同温度淬火并600 ℃回火后的试样进行砂纸打磨后,采用UMT-3摩擦磨损试验机进行常温摩擦磨损试验,试验载荷为50 N,转速设置为100 r/min,旋转直径为φ5 mm,摩擦副材料为氮化硅,用VHK-600K数码显微镜和FEI Quanta 250扫描电镜进行磨损形貌观察。

2 试验结果

2.1 奥氏体化温度与析出相质量分数的关系

由JmatPro软件计算的4Cr5Mo2V热作模具钢奥氏体化温度与析出相摩尔质量的关系如图1所示。由图1可知,随着淬火温度的升高,4Cr5Mo2V热作模具钢中的M23C6型碳化物在600~830 ℃保持稳定,其质量分数为7.15%;当温度在830~850 ℃时,M23C6型碳化物在钢中的含量骤降;当温度为925 ℃时,M23C6在钢中彻底消失。M6C型碳化物在钢中的存在温度范围为600~800 ℃及820~970 ℃,MC型碳化物存在的温度范围为600~1 050 ℃。当奥氏体化温度在970 ℃以上时,只有难溶的MC型碳化物,而M23C6、M6C型碳化物均溶于奥氏体中。值得注意的是难溶MC型碳化物的溶解温度也是4Cr5Mo2V热作模具钢的完全奥氏体化温度。

图1 奥氏体化温度与析出相质量分数的关系

2.2 硬 度

由图2(a)可知,4Cr5Mo2V热作模具钢的淬火硬度随淬火温度的升高逐渐升高,在1 020 ℃淬火温度下的硬度峰值为58 HRC。由图2(b)可以看到4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火然后在600 ℃回火后的硬度随着淬火温度的升高,也呈现逐渐升高的趋势。

图2 4Cr5Mo2V热作模具钢的硬度随淬火温度变化曲线

2.3 微观组织形貌

由图3(a)可以看到4Cr5Mo2V热作模具钢经 1 020 ℃淬火后的组织为马氏体,且在每条板条束上分布着许多碳化物颗粒。在图3(b)中发现4Cr5Mo2V热作模具钢经1 060 ℃淬火后,奥氏体化基本完成,马氏体基体上未观察到碳化物,且由于奥氏体化温度的升高,板条马氏体较1 020 ℃淬火时更粗大,结果与图1中JmatPro软件计算的碳化物溶解结果相符。

图3 4Cr5Mo2V热作模具钢经1 020 ℃及1 060 ℃淬火的回火SEM组织及能谱分析

由图4金相组织可知,经960、980、1 000 ℃淬火并600 ℃回火后,4Cr5Mo2V热作模具钢金相组织晶界浑浊,且由于淬火温度较低,有大量初生碳化物存在,影响了晶界的清晰度。当淬火温度进一步提升至1 020、1 040、1 060 ℃时,发现晶界逐渐清晰,晶粒粗化,马氏体板条粗化。

图4 经不同温度淬火并600 ℃回火后的金相组织

2.4 摩擦系数与磨损量

由图5(a)、(b)可知,4Cr5Mo2V热作模具钢的摩擦过程经历了2个阶段,首先是跑合阶段[17],4Cr5Mo2V热作模具钢表面的微凸面与摩擦副接触,使摩擦系数急剧增加,然后是稳定阶段,由于摩擦产生的磨屑逐渐被压实后,磨损趋于稳定。4Cr5Mo2V热作模具钢经960、980、 1 000、1 020、1 040、1 060 ℃淬火并600 ℃回火后的平均摩擦系数分别为0.35、0.4、0.52、0.32、0.22、0.6。

磨损量是评定材料耐磨性的重要指标,图5(c)所示为不同淬火温度的4Cr5Mo2V热作模具钢磨损量。由图5(c)可知,4Cr5Mo2V热作模具钢随着淬火温度的提高,磨损量呈现逐渐变小的趋势。在960 ℃淬火时,磨损量取得最大值为1.0 mg,在 1 060 ℃淬火时,磨损量取得最小值为0.2 mg,即随着淬火温度的升高,4Cr5Mo2V热作模具钢的耐磨性越好。

图5 4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火并600 ℃回火后的摩擦系数及磨损量

2.5 磨损表面形貌

由图6中4Cr5Mo2V热作模具钢的超景深摩擦磨损形貌可以看出,其摩擦磨损类型主要为黏着磨损和剥层磨损2种[18]。在摩擦磨损过程中,磨损表面形成了如图6(a)、(d)中的剥落层、图6(c)中的黏着磨损形成的磨损沟槽、图6(e)中的附着物。根据图7发现,磨损表面存在黏着磨损特征的塑性变形区,剥落的磨屑在载荷的作用下往复运动使4Cr5Mo2V热作模具钢的磨损表面出现较深犁沟,形成了剥层磨损,并将氧化物向犁沟两侧挤压形成较为致密的氧化层。这是由于在摩擦载荷的作用下,试验钢与摩擦副之间的滑动及滚动所产生的局部应力集中,导致微裂纹沿磨损方向扩展形成了磨屑,而磨屑引起微切削,导致犁沟的形成。微裂纹、微切削是材料磨损的主要因素[19-21],材料的磨损以磨屑的形式被移除[22]。比较图7(a)~(c)可以发现4Cr5Mo2V热作模具钢经1 020 ℃淬火产生的剥层现象最严重,经1 040 ℃淬火次之,经1 060 ℃淬火产生的剥层现象最轻。

图6 4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火并600 ℃回火后的摩擦磨数码显微形貌 图7 4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火并600 ℃后回火后的摩擦磨损SEM形貌 3 讨 论

试验结果显示,随着奥氏体化温度的提高,不同类型的碳化物溶入基体,增强了固溶强化,试验钢的硬度随着淬火温度的升高而增加,如图2所示。由1 040 ℃继续升温时,碳化物溶入基体数量减少,奥氏体化进一步进行,残余奥氏体的数量不断增加且晶粒粗大,进而导致板条马氏体粗化现象[23]。由图1可知,4Cr5Mo2V热作模具钢在1 050 ℃实现了奥氏体完全化,即MC型碳化物完全融入奥氏体。MC型碳化物主要为富V型碳化物,即VC[24],结合图1和图3(c)能谱分析,也证明了MC型碳化物为富V碳化物VC。由图2(b)可知,试验钢经不同的温度淬火后,600 ℃的回火硬度随淬火温度的升高而增加,这是由于4Cr5Mo2V热作模具钢在奥氏体化过程中,随着温度的升高,初生碳化物逐渐溶入奥氏体中,消除了初生碳化物对二次碳化物析出的影响,增强了二次碳化物产生的析出强化及弥散强化效果,如图8所示,奥氏体完全化后,无液相析出VC时,经回火能够析出更多且弥散的VC。

由图5(a)、(b)可知,4Cr5Mo2V热作模具钢在 1 060 ℃取得最大摩擦系数0.6,在1 040 ℃取得最小摩擦系数0.22。而高摩擦系数是由于基体被移除部分形成的粒状磨屑,呈不规则状,嵌入基体后,增加了摩擦阻力,使摩擦系数增大。低摩擦系数是由于黏着磨损能起到润滑作用,降低了摩擦阻力,使摩擦系数降低。由图5(c)可知,随着淬火温度的升高,4Cr5Mo2V热作模具钢的磨损量逐渐减小, 1 060 ℃淬火时的耐磨性最好,仍有磨损量是因为尺寸更大的硬质碳化物引起的微切削所致。结合图1中JmatPro软件计算结果,4Cr5Mo2V热作模具钢的奥氏体完全化温度为1 050 ℃。即960、980、 1 000、1 020、1 040、1 060 ℃淬火过程中,析出VC不断固溶入基体,奥氏体化温度影响了VC的固溶/析出比率,如图8所示。奥氏体化后液相析出难溶碳化物VC的存在使得4Cr5Mo2V热作模具钢的耐磨性减弱。而研究表明回火析出的VC有高的热稳定性[24-26],在磨损过程中不会粗化,使基体表面磨损保持为轻微磨损[27]。结合图2和图5(c)可以发现,随着淬火温度的升高,硬度增大,耐磨性增加,这与参考文献[28,29]研究得到的结果一致,即高的材料表面硬度能增强材料表面的耐磨性。

图8 奥氏体化温度对VC固溶/析出对比