章 昊 周 敏 唐季平 曹 進 韋習成 王武榮 任家安

(1. 上海大學材料科學與工程學院，上海 200444； 2.南通福樂達汽車零配件有限公司，江蘇 南通 226300)

Cr12MoV鋼具有硬度高、耐磨性好、熱處理畸變小等特點[1]，廣泛用于冷作模具。但因其鉻、碳含量高，易形成大量網狀共晶碳化物和嚴重偏析，如果鍛造、熱處理工藝不當，模具易開裂或因磨損過度而失效[2- 3]。滲氮、滲硼、滲釩等表面處理雖可延長Cr12MoV鋼模具的使用壽命[4]，但難以避免碳化物導致的開裂。延長高碳高合金鋼模具使用壽命的關鍵在于改善鋼中碳化物的尺寸、形態(tài)和分布。

本文研究了淬火溫度和回火次數對Cr12MoV鋼碳化物和耐磨性的影響。

1 試驗材料及方法

試驗用Cr12MoV鋼的化學成分如表1所示。鑄坯的鍛造工藝為三鐓三拔，始鍛溫度1 050～1 100 ℃，終鍛溫度850～900 ℃。鋼的供貨態(tài)和鍛造態(tài)組織如圖1所示。將鍛坯分別加工成10 mm×10 mm×15 mm的金相試樣和φ6 mm×7.9 mm的銷試樣(摩擦磨損試驗用)，進行860 ℃×3 h隨后750 ℃×5 h球化退火。采用4種淬火、回火工藝，如表2所示。

表1 試驗用Cr12MoV鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of the investigated Cr12MoV steel (mass fraction) %

圖1 Cr12MoV鋼鍛造前(a)、后(b)的顯微組織Fig.1 Microstructures of the Cr12MoV steel before(a)and after(b)forging

表2 熱處理工藝Table 2 Heat treatment practices

采用尼康LV150正立式金相顯微鏡觀察熱處理后試樣的顯微組織，使用MM- W1型摩擦磨損試驗機檢測耐磨性，對摩盤材料為GCr15鋼，硬度61.5 HRC，表面粗糙度0.18～0.23 μm。采用精度為萬分之一的電子天平測定銷試樣的磨損量，取至少3次試驗結果的平均值。采用HITACHI SU- 1500掃描電鏡(SEM)檢驗磨損面形貌，并采用Image- Pro軟件統(tǒng)計鋼中碳化物的分布和數量，用電解萃取法及D- MAX2500V型X射線衍射儀分析鋼中碳化物的類型和含量。

2 試驗結果與討論

2.1 微觀組織

圖2為Cr12MoV鋼淬火、回火后的顯微組織，為回火馬氏體、殘留奧氏體及未溶碳化物，碳化物包括共晶碳化物(圖2(a)方框內)和回火時析出的二次碳化物。圖2表明，經4種工藝熱處理的Cr12MoV鋼中，碳化物的形態(tài)、尺寸和分布均無明顯差異，碳化物均勻彌散，無大塊尖角狀碳化物。經球化退火及淬火加熱后，基體與碳化物之間產生碳和合金元素的濃度差，隨著C、Cr等原子的擴散，部分碳化物溶解。與鍛造態(tài)碳化物相比，熱處理后鋼中的粒狀碳化物更加細小彌散，且塊狀碳化物尺寸減小。采用Image- Pro軟件統(tǒng)計了SEM圖中碳化物的尺寸和數量。

圖2 1 030(a)、1 050(b)、1 100 ℃(c)淬火和520 ℃回火2次及1 100 ℃淬火和520 ℃回火3次(d)的Cr12MoV鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the Cr12MoV steel quenched from 1 030(a), 1 050(b), and 1 100 ℃(c) then double tempered at 520 ℃ (c), as well as quenched from 1 100 ℃ then triply tempered at 520 ℃ (d)

有研究表明[14- 16]，隨著鋼的奧氏體化溫度升高，碳化物元素向奧氏體中擴散，其周圍形成富碳區(qū)，在基體與碳化物之間產生濃度差；隨著元素的擴散，碳化物與奧氏體相界也發(fā)生變化，即碳化物尺寸減?。辉陔S后的淬火冷卻過程中，過飽和基體中會析出細小的碳化物，析出量與基體和碳化物之間碳及主要合金元素的濃度差有關。本文對Cr12MoV鋼進行了球化退火和1 030 ℃以上溫度的奧氏體化處理，必然有C、Cr等元素向基體擴散，且從1 030～1 100 ℃淬火后這些元素的擴散距離和濃度也不相同，導致碳化物的大小和數量均有差異。

圖3為經不同工藝淬火、回火的Cr12MoV鋼的SEM形貌，可以看出，隨著淬火溫度的提高，小顆粒狀碳化物明顯減少，但塊狀共晶碳化物的尺寸變化不大。采用Image- Pro軟件統(tǒng)計了碳化物的數量和面積，結果如圖4所示。

從圖4(a)可以看出，經工藝1～3處理的鋼中碳化物總量逐漸下降，而經工藝3和4處理的鋼中碳化物總量變化不大。1 100 ℃淬火的鋼中碳化物數量最少，約為經工藝1處理的鋼的一半。圖4(b)為不同工藝熱處理的鋼中不同面積碳化物的數量。可見，5 μm2以下的碳化物由于尺寸較小，在高溫下較易溶入基體，隨著淬火溫度的提高，其數量減少。5～20 μm2的碳化物變化無規(guī)律，因為該尺寸的碳化物發(fā)生了部分溶解，如20 μm2的碳化物溶解為10 μm2，10 μm2的溶解為5 μm2。20 μm2以上的粗大碳化物數量較少，且隨著淬火溫度的提高，其數量幾乎不變。因此，隨著淬火溫度的提高，5 μm2以下的細小碳化物更易溶解；5～20 μm2的中等尺寸碳化物只發(fā)生部分溶解，尺寸減?。?0 μm2以上的碳化物的大小幾乎沒有變化。碳化物總量減少主要是5 μm2以下細小碳化物數量減少所致。經工藝3和4處理的鋼中不同面積碳化物的數量接近，表明回火次數的變化對碳化物數量和尺寸的影響不大。

圖3 1 030(a)、1 050(b)、1 100 ℃(c)淬火和520 ℃回火2次及1 100 ℃淬火和520 ℃回火3次(d)的Cr12MoV鋼的SEM照片Fig.3 SEM micrographs of the Cr12MoV steel quenched from 1 030(a), 1 050(b), and 1 100 ℃(c) then double tempered at 520 ℃, as well as quenched from 1 100 ℃ then triply tempered at 520 ℃(d)

2.2 碳化物含量及類型

為進一步分析熱處理工藝對鋼中碳化物含量和類型的影響，用電解萃取法從試驗鋼中分離出碳化物粉末，烘干后采用XRD定量分析碳化物的含量和類型，結果如圖5和圖6所示?？梢钥闯?，工藝1處理的鋼中碳化物的質量分數達12.99%。

圖4 經不同工藝熱處理的Cr12MoV鋼中碳化物總量(a)和不同面積碳化物的數量(b)Fig.4 Total amount of carbides(a) and amount of carbides differing in area(b) in the Cr12MoV steel heat treated by different practices

隨著淬火溫度的提高，碳化物含量減少，工藝4處理的鋼中碳化物的質量分數僅11.08%左右，與SEM分析結果一致。經工藝1～4處理的鋼中碳化物均主要為Cr7C3，大部分是共晶碳化物，僅少量為高溫回火后從馬氏體和殘留奧氏體中析出的二次碳化物。目前，僅能大致判斷尺寸，難以精確分辨一次與二次Cr7C3碳化物。Cr7C3碳化物的硬度高，有利于提高鋼的耐磨性，但若其形狀不規(guī)則、尺寸不均勻，在交變應力作用下會從基體剝落，加劇磨粒磨損[17]。Cr7C3碳化物的溶解溫度一般為950～1 150 ℃[18]，而工藝1～4的淬火溫度為1 030～1 100 ℃，未溶碳化物對晶界有釘扎作用，能抑制晶粒生長。因此，既要保證Cr7C3碳化物分布均勻，還應控制其含量。圖6也表明，隨著淬火溫度從1 030 ℃提高至1 100 ℃，Cr7C3碳化物的峰強減弱，表明其部分溶入基體。而在經工藝4處理的鋼中，Cr7C3碳化物峰強雖然低于工藝1和工藝2處理的鋼，但檢測到了Mo2C相。其原因可能是，1 100 ℃淬火鋼中溶解的碳化物數量多于前兩種工藝處理的鋼，高溫回火有利于Mo2C相的析出。目前有關Cr12MoV鋼的研究極少涉及Mo2C相的析出。Mo2C是一種特殊的合金碳化物，文獻[19- 21]指出，適量的Mo2C碳化物析出有利于鋼獲得良好的強韌性。文獻[22]的研究結果表明，Mo2C碳化物不僅可以產生彌散強化和二次硬化，還會促進殘留奧氏體分解。從下文的耐磨性分析可知，當其他物相和基體硬度相當時，Mo2C碳化物的析出有助于改善鋼的耐磨性。

圖5 經不同工藝熱處理的Cr12MoV鋼中碳化物含量Fig.5 Contents of carbides in the Cr12MoV steel heat treated by different practices

圖6 經不同工藝熱處理的Cr12MoV鋼中碳化物的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of carbides in the Cr12MoV steel heat treated by different practices

2.3 摩擦磨損性能

2.3.1 磨損率

圖7是經不同工藝熱處理的Cr12MoV鋼分別在100 N、200 r/min，200 N、200 r/min和200 N、400 r/min的試驗力和轉速條件下摩擦磨損試驗45 min的磨損率。由圖7可知，在100 N、200 r/min試驗條件下，經4種工藝熱處理的鋼的磨損率分別為0.10%、0.05%、0.08%、0.07%；在200 N、200 r/min試驗條件下，經工藝1～4處理的鋼的磨損率分別為0.14%、0.11%、0.15%、0.12%；在200 N、400 r/min試驗條件下，經工藝1～4處理的鋼的磨損率分別為0.21%、0.16%、0.21%、0.19%。隨著試驗力和轉速的增大，相同工藝處理的Cr12MoV鋼的磨損率也增大。試驗力一定，如200 N，轉速從200 r/min提高至400 r/min，鋼的磨損量均明顯增大，說明以200 N摩擦磨損試驗時，轉速對鋼的磨損量的影響較大。

圖7 干摩擦條件下經不同工藝熱處理的Cr12MoV鋼的磨損率Fig.7 Wear rates of the Cr12MoV steel heat treated by different practices under dry friction condition

磨損試驗參數相同，經工藝2處理的鋼的耐磨性最佳，工藝1處理的鋼的耐磨性與工藝3處理的鋼相當，工藝4處理的鋼的耐磨性略優(yōu)于工藝1和工藝3處理的鋼。由圖5可知，工藝2處理的鋼中碳化物含量適中，分布均勻、大小適中的碳化物有助于改善材料的耐磨性。工藝3和工藝4為1 100 ℃淬火，會使碳化物溶入基體，從而一定程度上降低鋼的耐磨性。再結合圖3可知，工藝1處理的鋼中大塊狀碳化物較多，其周圍常有空洞、位錯等缺陷，并在載荷的作用下進一步擴展，從而導致耐磨性下降。所以合適的淬火溫度對于提高材料的耐磨性非常重要，既要使碳化物大小、分布均勻，又不致使碳化物過量溶解。

2.3.2 干磨損形貌

圖8為經不同工藝熱處理的試驗鋼以200 N、200 r/min磨損試驗45 min后磨損面的形貌?？梢钥闯觯c經其他3種工藝處理的鋼相比，工藝2處理的鋼磨損面最為平整，工藝1和工藝3處理的鋼磨損形貌相似。工藝2處理的鋼磨損形貌如圖8(b)所示，磨損面有較淺的犁溝和少量剝落，這與鋼中碳化物分布均勻且較細小有關，其主要磨損機制為輕微的磨粒磨損和氧化磨損。圖8(d)為經工藝4處理的鋼的磨損形貌，碳化物溶解較多，雖然沒有大塊狀碳化物剝落，但碳化物提高硬度和耐磨性的作用也有所削弱，回火3次后，生成了以Mo2C為主的二次碳化物，有彌散強化作用，在一定程度上提高了耐磨性。此外，還出現了兩道寬而深的犁溝及較多的剝落，并在剝落處出現氧化物磨屑，其磨損機制為較嚴重的磨粒磨損和氧化磨損，同樣沒有黏著磨損。圖8(a)和圖8(c)分別為工藝1和工藝3處理的鋼的磨損形貌，兩者有相似之處，均出現了河流狀的塑性變形層，工藝1處理的鋼仍保留了較多的塊狀碳化物，而工藝3處理的鋼中雖然大塊狀共晶狀碳化物很少，但碳化物的總量也減少，且未析出特殊合金碳化物Mo2C，彌散強化效果減弱，故經工藝1和3處理的鋼的耐磨性不如工藝2和4處理的鋼，由于耐磨性較差，在磨損過程中會產生較多的磨屑和剝落。經過2次回火的鋼韌性改善，隨著磨損時間的延長，磨損過程中試樣的接觸面之間有剝落的磨屑并產生極大的壓應力，使摩擦面產生塑性變形。工藝2處理的鋼耐磨性最佳，只產生了少量剝落和淺磨痕，塑性變形小。而經工藝1和3處理的鋼耐磨性較差，均出現了大面積的塑性變形層，與根據磨損率評定的耐磨性基本一致。

圖8磨損面的EDS點掃描分析結果如表3所示。表3數據表明，經工藝1和3處理的鋼磨損面含氧量較高，基體剝落形成的凹坑及塑性變形產生的浮凸會增大磨損面的粗糙度，隨著磨損時間的增加，氧化物磨屑和剝落更易在粗糙的磨損面堆積，產生更嚴重的磨粒磨損和氧化磨損。而經工藝2和4處理的鋼的磨損面含氧量低， 塑性變形小，氧化物磨屑及剝落少，平整的磨損面在磨損后期不易發(fā)生劇烈的氧化磨損，表明經工藝2處理的鋼的耐磨性最好。

表3 經不同工藝熱處理的Cr12MoV鋼磨損面的EDS分析結果(質量分數)Table 3 EDS analysis results of worn surface of the Cr12MoV steel heat treated by different practices (mass fraction) %

圖8 1 030 (a)、1 050 (b)、1 100 ℃(c)淬火和520 ℃回火2次及1 100 ℃淬火和520 ℃回火3次(d)的Cr12MoV鋼以200 N、200 r/min摩擦磨損試驗后的微觀形貌Fig.8 Micrographs of the Cr12MoV steel quenched from 1 030(a), 1 050(b), and 1 100 ℃(c) then double tempered at 520 ℃, as well as quenched from 1 100 ℃ then triply tempered at 520 ℃ (d) after friction- wear test at 200 N and 200 r/min

3 結論

(1)隨著淬火溫度的提高，Cr12MoV鋼中碳化物總量減少，發(fā)生溶解的主要為5 μm2以下的細小碳化物，5～20 μm2的碳化物僅部分溶解，20 μm2以上的碳化物幾乎不發(fā)生變化。

(2)Cr12MoV鋼中碳化物主要為Cr7C3，1 100 ℃淬火和520 ℃回火3次的鋼有Mo2C碳化物，有利于改善耐磨性。

(3)在100 N、200 r/min，200 N、200 r/min以及200 N、400 r/min的摩擦磨損試驗條件下，工藝2處理的Cr12MoV鋼的磨損率最小，工藝1和3處理的鋼的磨損率相當。在200 N、200 r/min磨損試驗條件下，工藝2處理的鋼的磨損機制以輕微的氧化磨損和磨粒磨損為主，而工藝4處理的鋼氧化磨損和磨粒磨損加劇，但無黏著磨損，工藝1和工藝3處理的鋼磨損面均出現了相似的河流狀塑性變形層。

(4)碳化物的大小、形態(tài)、分布及類型均影響Cr12MoV鋼的耐磨性，碳化物過于粗大將導致磨損加劇，而碳化物溶解過多也會降低鋼的耐磨性。只有碳化物大小適中、分布均勻的鋼才具有最佳的耐磨性。