0.   引言

塑料模具钢应具备优异的耐磨性、热稳定性等性能,同时由于在部分塑料制品成形时会分解产生氯化氢等腐蚀性气体,因此还需具备一定的耐腐蚀性能^[1-3]。耐蚀塑料模具钢是塑料模具钢的高端产品,以铬系模具钢为主,典型钢种为Cr13型马氏体不锈钢^[4-5]。相黎阳^[6]研究发现,40Cr13型耐蚀塑料模具钢仍存在部分碳化物偏析以及组织均匀性差的问题。李堃等^[7]研究发现,氮的添加有效提高了20Cr13马氏体不锈钢的耐腐蚀性能。王飞^[8]研究发现,氮可以提高40Cr13型耐蚀塑料模具钢的硬度和抗拉强度,同时适量的氮可以改善其韧性。刘建华等^[9]研究发现,经过适当的热处理后,不同碳含量含钼耐蚀塑料模具钢具有较好的综合性能。谢官利^[10]研究发现,在适当的热处理工艺下碳与氮的共同作用可以使Cr13型耐蚀塑料模具钢获得良好的综合性能。研究^[11-12]表明,先进行N-Mo合金化,再经过热处理调控可以获得综合性能较好的钢。孙通等^[11]研究发现,30Cr15MoVN钢经1 050 ℃油淬+350 ℃×2 h回火后具有良好的综合力学性能。刘汇河等^[12]对高氮轴承钢40Cr15Mo2VN的感应淬火工艺进行了可行性试验,发现该钢在频率12.3 kHz、功率57 kW、水剂冷却条件下进行感应淬火是可行的。

目前,国内N-Mo合金化钢大多为Cr15系轴承钢,有关Cr13型塑料模具钢N-Mo合金化的研究较少。此外,有关耐蚀塑料模具钢耐腐蚀性能的研究已较为广泛,而对力学性能的研究不够系统与深入。为此,作者对不同淬回火工艺下N-Mo合金化Cr13型耐蚀塑料模具钢的组织演变与力学性能变化进行系统的研究,以期为实际生产和应用提供技术参考。

1.   试样制备与试验方法

试验材料为N-Mo合金化Cr13型耐蚀塑料模具钢圆棒,尺寸为ϕ16 mm×1 000 mm,由钢铁研究总院涿州基地提供,状态为退火态,其化学成分如表1所示。将试验钢在750 ℃预热0.5 h,随后进行925~1 150 ℃保温0.5 h油淬处理,再分别进行150~300 ℃保温2 h以及350~600 ℃保温1 h的回火处理。

表  1  试验钢的化学成分

Table  1.  Chemical composition of test steel

元素	C	Si	Mn	Cr	Ni	N	Mo	Fe
质量分数/%	0.22	0.33	0.34	13.4	0.02	0.11	0.5	余

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利用Thermo-calc软件计算热力学平衡相图。采用D8 ADVANCE型X射线衍射仪（XRD）进行物相分析,采用钴靶,管电压为35 kV,管电流为40 mA,扫描速率为2（°）·min^-1。根据XRD谱中衍射峰的相对强度,参考文献[13-14]计算残余奥氏体含量。在不同工艺处理后的试验钢上截取金相试样,经打磨、抛光,采用5 g CuCl+30 mL HCl+30 mL H₂O+25 mL乙醇组成的溶液腐蚀后,采用OlympusGX51型倒置式光学显微镜（OM）和Quanta 650型热场发射扫描电子显微镜（SEM）对淬火态试样和回火态试样的显微组织进行观察。采用TH300型数显洛氏硬度计测淬火硬度以及回火硬度,加载载荷为1 470 N,保载时间为10 s,测6个点取平均值。按照GB/T 229-2007,在回火态试验钢上截取尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的U型冲击试样,采用NI300型摆锤式冲击试验机进行室温（25 ℃）冲击试验。按照GB/T 228.1-2021,在试验钢上截取尺寸为ϕ5 mm×65 mm的拉伸试样,采用WDT-10型拉伸试验机进行室温（25 ℃）拉伸试验,应变速率为0.001 s^-1。

2.   试验结果与讨论

2.1   平衡相图

由图1可以看出,试验钢的奥氏体γ开始转变温度为813.9 ℃,转变终了温度为1 411.0 ℃,在831.8~1 266.7 ℃温度范围内奥氏体含量较为稳定,M₂₃ C₆的全部固溶温度为1 007.7 ℃,M₂（C,N）相的全部固溶温度为896.6 ℃。在平衡状态下,室温组织由α固溶体、M₂₃ C₆、M₂（C,N）三相组成。

图  1  试验钢的热力学平衡相图

Figure  1.  Thermodynamic equilibrium phase diagram of test steel

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2.2   淬火温度对组织及硬度的影响

由图2可以看出,不同温度淬火后,试验钢的组织主要为淬火马氏体。在1 000 ℃淬火时,试验钢组织中仍存在部分未固溶第二相,根据平衡相图认为该第二相为M₂₃ C₆型碳化物；当淬火温度升高至1 050 ℃时,第二相基本全部固溶进基体中,固溶强化效果大大加强,但第二相钉扎晶界的作用减弱,原奥氏体晶粒长大。当淬火温度继续升高至1 090 ℃时,组织未见明显的未固溶第二相,此时晶粒长大更加明显。由于马氏体板条束的生长受限于奥氏体的晶粒尺寸,因此淬火温度越高,回火后的板条马氏体尺寸越粗大^[15]。

图  2  试验钢在不同温度淬火后的显微组织

Figure  2.  Microstructures of test steel after quenching at different temperatures: (a-c) at low magnification and (d-f) at high magnification

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由图3可以看出,随着淬火温度的升高,试验钢的硬度先升高后降低。这主要是由于随着淬火温度的升高,碳、氮元素不断固溶进基体,形成间隙固溶体,使得试验钢在经过淬火油冷后形成的马氏体组织晶格畸变加大,固溶强化增强^[13],因此硬度增大。当淬火温度为1 050 ℃时,硬度达到峰值,为57.7 HRC。随着淬火温度的继续升高,基体中固溶的碳、氮元素增多,且碳、氮元素均为奥氏体稳定化元素,会扩大奥氏体相区,导致油淬后残余奥氏体的含量增加,硬度降低；同时,由于未固溶第二相减少,钉扎晶界的效应减弱,晶粒快速长大,也会导致硬度降低。

图  3  淬火后试验钢的硬度随淬火温度的变化曲线

Figure  3.  Hardness vs quenching temperature curve of test steel after quenching

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由于淬火后的残余奥氏体含量会随着淬火温度的升高而不断增加,同时淬火温度选取的要求是淬火硬度最高并且残余奥氏体体积分数不超过10%,因此对硬度达到峰值条件下的残余奥氏体含量进行计算。根据图4的XRD谱,参考文献[13-14]计算得到试验钢经1 050 ℃淬火后的残余奥氏体体积分数为8.49%。综上,在1 050 ℃淬火后试验钢中第二相基本固溶进基体,淬火硬度达到峰值,且此时残余奥氏体体积分数不超过10%,故选择1 050 ℃作为试验钢的淬火温度。

图  4  1 050 ℃淬火后试验钢的XRD谱

Figure  4.  XRD pattern of test steel after quenching at 1 050 ℃

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2.3   回火温度对组织和性能的影响

由图5可以看出：在150 ℃下回火后,1 050 ℃淬火态试验钢组织为回火马氏体,因该回火温度较低,未见明显第二相析出；当回火温度升高到400,500 ℃时,由于试验钢中添加的合金元素延缓了铁素体的回复^[14],组织仍保留部分马氏体板条形貌,同时析出大量第二相；当回火温度达到600 ℃时,过饱和固溶体转变为铁素体,细小的第二相逐渐长大,组织向回火索氏体转变。

图  5  试验钢经1 050 ℃×0.5 h淬火以及不同温度回火后的显微组织

Figure  5.  Microstructures of test steel after 1 050 ℃×0.5 h quenching and tempering at different temperatures: (a, c, e, g) at low magnification and (b, d, f, h) at high magnification

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由图6可以看出,在150~300 ℃温度下回火时,随着回火温度的升高,试验钢的硬度呈降低趋势,此时基体中碳、氮元素近程扩散并发生偏聚,过饱和碳氮化物逐渐脱溶,析出ε-碳氮化物,形成回火马氏体,基体中碳、氮元素含量降低^[16],因此硬度降低。当回火温度在300~500 ℃时,随着回火温度的升高,硬度增大,当回火温度为500 ℃时,硬度达到52.4 HRC。试验钢中的钼元素偏聚在碳氮化物的外层,降低了碳和其他合金元素的扩散速率,阻碍碳氮化物颗粒长大,因此随着回火温度的升高,组织中析出更多细小弥散的碳氮化物,发生二次硬化,同时ε-碳氮化物逐渐向合金渗碳体转变^[17]。然而随着回火温度的继续升高,硬度又迅速降低,这是由于此时合金中渗碳体和碳氮化物长大,与基体的共格关系被破坏,二次硬化效果降低^[18]。

图  6  经1 050 ℃×0.5 h淬火和回火后试验钢的硬度随回火温度的变化曲线

Figure  6.  Hardness vs tempering temperature curve of teststeel after 1 050 ℃×0.5 h quenching and tempering

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由图7对比图6可以看出,试验钢的冲击吸收能量随回火温度的变化规律与回火硬度的变化规律相反。在150~300 ℃温度下回火时,随着回火温度的升高,冲击吸收能量增大,此时淬火马氏体中过饱和碳氮化物逐渐脱溶,使得马氏体晶格畸变程度降低,转变为回火马氏体,因此冲击吸收能量增大^[19]。当回火温度由300 ℃升高至480 ℃时,冲击吸收能量逐渐降至最低值11.7 J,此时形成的大量细小碳氮化物在基体中呈弥散分布,阻碍位错运动而产生强化效应,因此冲击吸收能量较低。随后随着回火温度的继续升高,第二相长大,与基体脱离共格关系,共格应变产生的强化作用减弱,因此冲击吸收能量增大。

图  7  经1 050 ℃×0.5 h淬火和回火后试验钢的冲击吸收能量随回火温度的变化曲线

Figure  7.  Curve of impact absorbed energy vs tempering temperature of test steel after 1 050 ℃×0.5 h quenching and tempering

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由图8可以看出,试验钢的抗拉强度随回火温度的变化规律与回火硬度的变化规律相似。在150~300 ℃温度下回火时,随着回火温度的升高,抗拉强度降低；当继续升高回火温度至480 ℃时,抗拉强度增大至1 875 MPa,随后随着回火温度的升高,抗拉强度降低。屈服强度在150~480 ℃回火温度之间保持升高的趋势,并在480 ℃时达到峰值,为1 445 MPa,随后随着回火温度的升高而下降。在150~300 ℃较低温度下回火时,由于碳氮原子的偏聚,屈服强度提高；在300~480 ℃较高温度下回火时,由于大量细小第二相弥散析出,钉扎位错,减少了位错的滑移距离,屈服强度提高^[17-18]；随着回火温度的继续升高,第二相长大,与基体失去共格,在外力作用下,应力集中处易萌生裂纹,导致强度下降。随着回火温度的升高,试验钢的断后伸长率和断面收缩率均呈先迅速增大后在较高数值范围波动的趋势,可知在200 ℃以上温度回火后试验钢的塑性均保持在一个较好的水平。

图  8  经1 050 ℃×0.5 h淬火和回火后试验钢的拉伸性能随回火温度的变化曲线

Figure  8.  Tensile properties vs tempering temperature curves of test steel after 1 050 ℃×0.5 h quenching and tempering: (a) tensile strength and yield strength and (b) percentage reduction of area and percentage elongation after fracture

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3.   结论

（1）试验钢淬火后的组织主要为淬火马氏体,随着淬火温度的升高,晶粒长大,第二相逐渐固溶进基体；随着淬火温度的升高,试验钢的硬度先增大后降低,当淬火温度为1 050 ℃时,硬度达到峰值,为57.7 HRC,此时第二相基本固溶进基体,残余奥氏体体积分数较低,仅为8.49%。

（2）随着回火温度的升高,经1 050 ℃×0.5 h淬火的试验钢回火后的组织由回火马氏体向索氏体转变,第二相逐渐析出并长大；随着回火温度的升高,硬度呈先降低后升高再迅速降低的趋势,冲击吸收能量随回火温度的变化规律与回火硬度的变化规律相反,抗拉强度的变化规律与硬度的变化规律一致,屈服强度呈先增大后降低的趋势,并在回火温度为480 ℃时达到最大值,为1 445 MPa。在200 ℃以上温度回火后试验钢的塑性均保持在一个较好的水平。

（3）试验钢最佳的淬回火工艺为1 050 ℃×0.5 h淬火+200~300 ℃×2 h回火,此时组织为回火马氏体,硬度为48~53 HRC,抗拉强度为1 752~2 050 MPa,屈服强度为1 171~1 223 MPa,冲击吸收能量为41~51 J,断面收缩率为42%~51%,断后伸长率为17.1%~17.7%。