原標(biāo)題：基于合理熱處理工藝的壓鑄模具擋板耐磨性改善研究

摘要：在壓鑄模具擋板供貨態(tài)實驗鋼的基礎(chǔ)上，對其進(jìn)行1100 ℃保溫2 h均勻化退火、880 ℃保溫3 0min水淬及分別在20 0℃和250 ℃回火2 h，隨后對其顯微組織、宏觀硬度、拉伸性能和耐磨性等進(jìn)行了測定。結(jié)果表明，經(jīng)過淬回火后實驗鋼由模具供貨態(tài)的片狀珠光體和網(wǎng)狀鐵素體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體和少量殘留奧氏體組織，且抗拉強(qiáng)度和硬度顯著增加。淬火+200 ℃回火實驗鋼的耐磨性達(dá)到最佳，250 ℃回火次之，均優(yōu)于模具供貨態(tài)耐磨性。

鋁合金壓鑄模具擋板在壓鑄機(jī)連續(xù)工作中承受著較大的壓應(yīng)力和摩擦力，在其服役過程中要求即使經(jīng)過長時間工作仍然能保持良好的尺寸精度，確保不至于因為長時間工作造成表面凹凸不平，而影響壓鑄機(jī)的正常運轉(zhuǎn)。磨損是造成材料失效的主要形式之一，通常機(jī)器是依靠其零件副之間的相對運動進(jìn)行工作運轉(zhuǎn)，長時間處于工作環(huán)境下，零部件會逐漸發(fā)生磨損，導(dǎo)致表面受到一定程度的損壞而失效，對機(jī)器正常工作運行造成影響。

熱處理工藝決定材料的微觀組織結(jié)構(gòu)從而影響其力學(xué)性能，選用恰當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚳赏嵘牧系牡挚箶嗔炎冃魏湍p的能力。趙云沖研究了熱處理工藝對低合金耐磨鋼板耐磨性的影響，發(fā)現(xiàn)硬度是反映材料耐磨性的主要宏觀因素，通過淬火后低溫回火處理得到的回火馬氏體組織具有較好的耐磨性。鄧進(jìn)俊[7]使用不同熱處理工藝對高鉻鑄鐵進(jìn)行處理，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過1050 ℃×0.5 h+280 ℃×1.5 h處理后，與鑄態(tài)高鉻鑄鐵相比，其磨損量大約降低了35%。為了使壓鑄模具擋板服役更長時間，減少停機(jī)更換擋板次數(shù)來降低壓鑄生產(chǎn)線運行成本，本課題擬通過對服役中的實物材料組織性能分析以及嘗試從熱處理工藝角度，對其組織和性能進(jìn)行改善和提升，旨在為壓鑄機(jī)運行服役過程中達(dá)到更優(yōu)的性能狀態(tài)提供參考。

1、試驗材料與方法

采用移動式直讀光譜儀PMI-MASTER PRO對模具供貨態(tài)實驗鋼的化學(xué)成分進(jìn)行測定，結(jié)果見表1。

表1:實驗鋼的化學(xué)成分（wb/%）

在YFA12/15G-Y型箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理，其采用的熱處理工藝如下：①在1100 ℃保溫2 h隨爐冷至室溫進(jìn)行均勻化退火②在880 ℃加熱保溫30 min，水淬；③分別在200、250 ℃回火2 h。將實驗鋼經(jīng)線切割加工成尺寸為10 mm×10 mm×6 mm的試樣，將其在砂紙上打磨，機(jī)械拋光后，在試樣表面滴加4 %的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，腐蝕時間為15 s，通過光學(xué)顯微鏡和鎢燈絲掃描電鏡（SEM）對腐蝕后試樣進(jìn)行觀察。在布洛維光學(xué)硬度計上測量實驗鋼硬度值，試驗力為750 N，在每個試樣上平均取5個點，取平均值作為該試樣的硬度值。干滑動摩擦試驗在立式 MM-W1萬能摩擦磨損試驗機(jī)上進(jìn)行，試驗采用銷盤接觸方式，結(jié)構(gòu)示意圖見圖1，其中銷的直徑為6 mm，高度為8.5 mm。摩擦副選用GCr15圓盤 (硬度61HRC) ，載荷為60 N，旋轉(zhuǎn)半徑為10 mm，轉(zhuǎn)速為100 r /min，磨損率計算公式為E = (E0－E1) / S，其中，E0為摩擦試驗前試驗銷的質(zhì)量，E1為摩擦試驗后試驗銷的質(zhì)量，S為磨損距離。對3種不同狀態(tài)實驗鋼進(jìn)行電解分離萃取試驗，從而得到3種不同狀態(tài)下的析出物，進(jìn)行稱重。使用375 mL H2O+120 mL HCL和16 g檸檬酸顆粒混合而成的溶液進(jìn)行電解萃取，經(jīng)沉淀、離心和烘干后將萃取出的析出物進(jìn)行XRD分析，測試角度范圍為10°~90°，掃描速率為4°/min。通過線切割將熱處理后實驗鋼加工成非標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，其標(biāo)距為10 mm，厚度為1 mm，具體尺寸見圖2，隨后使用CMT5105型電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行室溫下的拉伸試驗。

圖1:摩擦磨損銷盤結(jié)構(gòu)示意圖

圖2:拉伸樣尺寸示意圖

2、試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖3為不同狀態(tài)下實驗鋼顯微組織，從圖3a可以看出，模具供貨態(tài)下的實驗鋼室溫組織為白色呈網(wǎng)狀分布的鐵素體和片狀珠光體組成，網(wǎng)狀鐵素體沿晶界分布在片狀珠光體之間，對組織之間的連續(xù)性造成破壞，從而使基體結(jié)構(gòu)受到損壞，材料本身的硬度，抗拉強(qiáng)度和耐磨性等性能均會受到明顯不利影響，在材料受到外力擠壓出現(xiàn)微小裂紋時，其裂紋會沿著呈網(wǎng)狀形態(tài)的鐵素體迅速進(jìn)行延伸和擴(kuò)展，使得工件更易損傷和斷裂。有研究指出，在冷卻過程中多余的鐵元素在過冷奧氏體中會由晶粒內(nèi)部向晶粒外部進(jìn)行析出，以達(dá)到維持其自身的相平衡和穩(wěn)定性的目的，從而形成了先共析鐵素體相，由于這種向晶粒外部四周析出的過程并無方向性，則這些鐵元素會逐漸富集到將其析出的晶粒的晶界上，從而會沿著四周把整個奧氏體晶粒“包”起來，故從微觀上呈現(xiàn)出網(wǎng)狀鐵素體的組織形態(tài)。此外，除了觀察到網(wǎng)狀鐵素體組織之外，還發(fā)現(xiàn)了魏氏組織的存在。魏氏組織的形成主要是由于亞共析鋼或者過共析鋼在較高的溫度進(jìn)行冷卻時，在奧氏體晶界上產(chǎn)生先共析鐵素體并且沿著一定的晶面朝著晶內(nèi)進(jìn)行快速生長，且呈針狀分布在基體組織中，這種組織屬于加工處理時產(chǎn)生的缺陷之一，而魏氏組織的出現(xiàn)則會使得材料強(qiáng)度硬度變低，塑韌性降低，影響材料的使用壽命。

圖3：不同狀態(tài)下實驗鋼顯微組織
(a)模具供貨態(tài)  (b) 880℃淬火+200℃回火  (c) 880℃淬火+250℃回火

高溫退火后進(jìn)行880 ℃淬火，在室溫下得到完全的淬火馬氏體組織，隨后分別進(jìn)行200 ℃和250 ℃回火，隨著回火溫度增加，板條狀馬氏體逐漸發(fā)生分解。由圖3b可知，馬氏體板條形態(tài)依然清晰，這是由于回火溫度低，碳含量較低的馬氏體進(jìn)行回火時，析出碳化物的能量狀態(tài)高于碳原子偏聚的能量狀態(tài)，所以碳原子依舊會在位錯線附近發(fā)生偏聚。除此之外，可以觀察到有少量殘留奧氏體組織分布在馬氏體板條間，即實驗鋼經(jīng)過淬火+200 ℃回火后組織為回火馬氏體和少量殘留奧氏體。從圖3c可以看出，與經(jīng)過200 ℃回火的組織相比，250 ℃回火后呈現(xiàn)些許差異，板條馬氏體束變得不明顯，組織更加均勻，同時還伴隨碳原子逐漸從馬氏體中析出，基體中的碳含量隨之降低，并形成少量ε-碳化物析出，彌散分布在基體中。

圖4為不同狀態(tài)下實驗鋼的SEM組織，可以看出在模具供貨態(tài)實驗鋼組織中其片狀珠光體上分布著較多的滲碳體顆粒，且彌散分布在基體上，起到一定的強(qiáng)化作用。而經(jīng)過200 ℃回火后，板條馬氏體依然清晰可見，碳化物析出并不明顯，原始奧氏體晶界明顯可見。隨著回火溫度升高，在250 ℃回火后，馬氏體進(jìn)一步得到分解，碳原子析出，此外，馬氏體板條內(nèi)部位錯運動逐漸加劇，造成位向相反的位錯相遇而湮滅，馬氏體板條邊界經(jīng)過原子間的擴(kuò)散富集、合并及重組等一系列過程，使得馬氏體板條束逐漸變得模糊不清，且位錯數(shù)量和密度降低，內(nèi)應(yīng)力逐漸消除。

圖4:不同狀態(tài)下實驗鋼SEM圖
(a)模具供貨態(tài)  (b) 200℃回火  (c) 250℃回火

2.2 拉伸力學(xué)性能

不同狀態(tài)實驗鋼的宏觀硬度測試后結(jié)果見圖5，在經(jīng)過淬火+200 ℃回火后的實驗鋼硬度最高達(dá)到480.1 HBW，當(dāng)回火溫度升高到250 ℃，硬度降至405.3 HBW，其原因主要是因為低溫回火的過程實際上就是過飽和馬氏體逐漸分解的過程，隨著回火溫度升高，碳原子活動能力增強(qiáng)，固溶在馬氏體中的碳原子會逐漸進(jìn)行較長擴(kuò)散并形成細(xì)小且彌散的碳化物析出，使得馬氏體中的碳含量降低，基體發(fā)生軟化，在宏觀上表現(xiàn)出硬度下降。此外，模具供貨態(tài)實驗鋼的硬度顯著低于經(jīng)過淬回火后的實驗鋼的硬度，這與各自對應(yīng)的顯微組織之間的關(guān)系密不可分，模具供貨態(tài)實驗鋼由片狀珠光體和網(wǎng)狀鐵素體組織組成，而鐵素體屬于軟相，而珠光體又是由鐵素體和滲碳體共同組成，滲碳體的存在會在一定程度上起到增加珠光體組織的硬度的作用，但由于該實驗鋼中碳的含量為0.48%，根據(jù)杠桿定律估算，其珠光體中滲碳體所占比例大約為7%，故其鐵素體和珠光體組織兩者硬度差異并不大，都具有較低硬度。而200 ℃和250 ℃回火得到實驗鋼基體組織為回火馬氏體組織，其組織硬度遠(yuǎn)高于珠光體和鐵素體組織，從而使得經(jīng)淬回火后的實驗鋼硬度得到顯著提高，由此為良好耐磨性奠定了基礎(chǔ)。

圖5:不同狀態(tài)下實驗鋼硬度曲線圖

對不同狀態(tài)下實驗鋼試樣進(jìn)行拉伸實驗，測得其抗拉強(qiáng)度和伸長率變化見圖6。與模具供貨態(tài)相比，經(jīng)過淬火+低溫回火后實驗鋼的抗拉強(qiáng)度得到明顯提高，從650 MPa分別提升至1287.8 MPa和728.3 MPa。模具供貨態(tài)實驗鋼由于其網(wǎng)狀鐵素體和魏氏組織的存在，會致使基體內(nèi)部組織的連續(xù)性受到破壞，其次還會嚴(yán)重割裂珠光體組織之間的聯(lián)系，使得其抗拉強(qiáng)度大幅度降低，而且還會在受到外力時極易發(fā)生變形與斷裂。與經(jīng)過200 ℃回火相比較而言，可以發(fā)現(xiàn)250 ℃回火后實驗鋼的伸長率增加而抗拉強(qiáng)度降低，主要是由于實驗鋼在經(jīng)過250 ℃回火后馬氏體得到進(jìn)一步的分解，碳原子的存在形式發(fā)生了變化，由固溶于過飽和馬氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟铮⑦M(jìn)行析出，造成的晶格畸變效應(yīng)減弱。由于回火溫度低，析出的碳化物過于細(xì)小，使得析出物的彌散強(qiáng)化作用的效果小于過飽和度降低引起的固溶強(qiáng)化作用減弱的效果，且隨著回火溫度的升高，淬火時產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力得到一定程度上的釋放，位錯密度逐漸降低，從而表現(xiàn)出抗拉強(qiáng)度升高而伸長率下降的現(xiàn)象。綜上所述，本實驗在模具供貨態(tài)的基礎(chǔ)上對其進(jìn)行了熱處理工藝改進(jìn)，在進(jìn)行了淬火和低溫回火后，實驗鋼的強(qiáng)度和硬度均得到了明顯的提升，而經(jīng)過200 ℃回火后其硬度和抗拉強(qiáng)度最高，經(jīng)過250 ℃回火后伸長率最優(yōu)，但研究主要目的在于提高其在工作環(huán)境下的耐磨性能，故需要進(jìn)一步對不同狀態(tài)下實驗鋼耐磨性進(jìn)行對比研究。

圖6:不同狀態(tài)下實驗鋼抗拉強(qiáng)度和伸長率變化圖

2.3 耐磨性測試

圖7為不同狀態(tài)實驗鋼在磨損時間為30 min條件下的磨損率。可以看出與模具供貨態(tài)實驗鋼相比，經(jīng)過880 ℃淬火+200、250 ℃回火后的實驗鋼磨損率大幅降低，其中經(jīng)過200 ℃回火的實驗鋼磨損率最低，即具有最佳的耐磨性。

圖7:干摩擦條件下不同狀態(tài)下實驗鋼的磨損率

圖8為3種狀態(tài)下實驗鋼對應(yīng)的摩擦因數(shù)，可以明顯看出其磨損過程均呈現(xiàn)出兩個階段。首先實驗鋼與其對磨材料兩者接觸表面較高的微凸體之間會首先進(jìn)行點接觸或線接觸,并很快會在之后的磨損過程中受到碰撞而變形、斷裂或磨平，進(jìn)而有少量的磨屑隨之產(chǎn)生,而磨屑會分布在接觸表面增大摩擦表面粗糙度，造成摩擦因數(shù)逐漸升高，這一階段即為跑和時期。隨著摩擦?xí)r間增加, 在外壓力的作用下材料摩擦表面剩余的微凸體之間繼續(xù)接觸從而發(fā)生嚴(yán)重的變形和斷裂，導(dǎo)致材料表面間的接觸由最開始的點接觸和線接觸慢慢轉(zhuǎn)變?yōu)閮蓚€面之間的接觸，在相對運動時實際接觸面積增大，產(chǎn)生更大的磨損，產(chǎn)生磨屑也不斷增多。

當(dāng)磨屑數(shù)量增加到一定程度，因受外壓力后逐漸形成一層具有減弱材料磨損作用的磨屑膜，且摩擦因數(shù)不再隨著磨損過程的進(jìn)行而增大，即為穩(wěn)定摩擦階段。

此外，隨著摩擦持續(xù)進(jìn)行，磨屑膜不斷遭到破壞后繼而形成新的磨屑，新的磨屑在外力的擠壓作用下逐漸形成新的磨屑膜，當(dāng)磨屑膜的形成和消失達(dá)到一個動態(tài)的平衡時, 摩擦因數(shù)就會出現(xiàn)間斷性波動。

對比3種實驗鋼的磨損過程和摩擦因數(shù)，會發(fā)現(xiàn)模具供貨態(tài)實驗鋼在1 800 s的磨損過程中，其摩擦因數(shù)呈逐步增加的趨勢，且由圖8明顯看出在3種狀態(tài)中其摩擦因數(shù)最高，平均達(dá)到了0.51，說明其耐磨性最差，這也與在模具供貨態(tài)下磨損率最高相一致。另外，結(jié)合其顯微組織為網(wǎng)狀鐵素體和片狀珠光體兩相組織，宏觀硬度較低，耐磨性也相對較差。而實驗鋼在經(jīng)過淬火+200 ℃，250 ℃回火后，其平均摩擦系數(shù)明顯降低，分別為0.38和0.40，與模具供貨態(tài)相比，其耐磨性得到了大幅度的改善，這與形成回火馬氏體組織之間的關(guān)系是密不可分的。

圖8:不同狀態(tài)下實驗鋼摩擦系數(shù)隨滑動時間變化曲線
(a)模具供貨態(tài) (b)200℃回火 (c)250℃回火

2.4 析出物XRD分析

將實驗鋼試樣電解萃取后的析出物進(jìn)行定量分析，結(jié)果見圖9a，可以發(fā)現(xiàn)隨著回火溫度升高，析出物的含量有微小的波動。隨后對析出物進(jìn)行XRD分析，結(jié)果見圖9b。

圖9:不同狀態(tài)下實驗鋼析出物含量和XRD分析

由此可見，模具供貨態(tài)實驗鋼的析出物為滲碳體，這和在掃描電鏡下觀察到的析出物即滲碳體顆粒，而模具供貨態(tài)實驗鋼組織正是由片狀珠光體組織和網(wǎng)狀鐵素體組成，其中珠光體正是由α相和滲碳體組成的機(jī)械混合物，故其XRD分析結(jié)果中析出物為滲碳體，而滲碳體的存在會在一定程度上提高材料的耐磨性，但由于其基體組織為網(wǎng)狀鐵素體和片狀珠光體組織，故耐磨性仍較低。

經(jīng)過200 ℃和250 ℃回火后，XRD分析顯示無較明顯的衍射峰，由圖9b可以看出有極少量MnS析出，屬于鋼中最常見的非金屬塑性夾雜物之一，除此之外，并未觀察到碳化物析出，但是考慮到其基體組織為回火馬氏體和少量殘留奧氏體，與模具供貨態(tài)相比有本質(zhì)上的區(qū)別，正是由于基體組織的明顯改善反映出淬火回火后實驗鋼耐磨性得到顯著提高。

3、結(jié)論

(1) 經(jīng)過淬火回火后實驗鋼由模具供貨態(tài)的片狀珠光體和網(wǎng)狀鐵素體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體和少量殘留奧氏體組織,力學(xué)性能大幅度改善。經(jīng)過淬火+200 ℃回火后實驗鋼抗拉強(qiáng)度和硬度分別達(dá)到最大值1287.8 MPa和480.1HBW。且隨著回火溫度達(dá)到250℃，抗拉強(qiáng)度和硬度降低。

(2) 模具供貨態(tài)實驗鋼含有最高含量析出物FeC3，而經(jīng)淬火回火后實驗鋼析出物含量極少，僅發(fā)現(xiàn)有少量MnS非金屬夾雜物存在。

(3) 模具供貨態(tài)實驗鋼磨損率和摩擦因數(shù)最高，淬火+200 ℃回火后磨損率和摩擦因數(shù)最低分別為0.27%和0.38，250 ℃回火次之。綜合考慮不同狀態(tài)下實驗鋼耐磨性的測試結(jié)果，確定經(jīng)過淬火+200 ℃回火后的實驗鋼耐磨性最佳，250 ℃回火次之，均優(yōu)于模具供貨態(tài)的耐磨性。

文章作者

丁旺 范澤熙 楊弋濤
上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第12期