.jpg) 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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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?yàn)殚L時間工作造成表面凹凸不平，而影響壓鑄機(jī)的正常運(yùn)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(yùn)動進(jìn)行工作運(yùn)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(yùn)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(yùn)行成本，本課題擬通過對服役中的實(shí)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(yùn)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(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分進(jìn)行測定，結(jié)果見表1。
表1:實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼硬度值，試驗(yàn)力為750 N，在每個試樣上平均取5個點(diǎn)，取平均值作為該試樣的硬度值。干滑動摩擦試驗(yàn)在立式 MM-W1萬能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試驗(yàn)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(yàn)前試驗(yàn)銷的質(zhì)量，E1為摩擦試驗(yàn)后試驗(yàn)銷的質(zhì)量，S為磨損距離。對3種不同狀態(tài)實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行電解分離萃取試驗(yàn)，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(shí)驗(yàn)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(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫下的拉伸試驗(yàn)。
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(yàn)結(jié)果與分析 2.1 顯微組織 圖3為不同狀態(tài)下實(shí)驗(yàn)鋼顯微組織，從圖3a可以看出，模具供貨態(tài)下的實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼顯微組織 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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼的SEM組織，可以看出在模具供貨態(tài)實(shí)驗(yàn)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(yùn)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(shí)驗(yàn)鋼SEM圖 2.2 拉伸力學(xué)性能 不同狀態(tài)實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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?yàn)榈蜏鼗鼗鸬倪^程實(shí)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(shí)驗(yàn)鋼的硬度顯著低于經(jīng)過淬回火后的實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼硬度曲線圖 對不同狀態(tài)下實(shí)驗(yàn)鋼試樣進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼的伸長率增加而抗拉強(qiáng)度降低，主要是由于實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼耐磨性進(jìn)行對比研究。
圖6:不同狀態(tài)下實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼相比，經(jīng)過880 ℃淬火+200、250 ℃回火后的實(shí)驗(yàn)鋼磨損率大幅降低，其中經(jīng)過200 ℃回火的實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼的磨損率 圖8為3種狀態(tài)下實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(diǎn)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(diǎn)接觸和線接觸慢慢轉(zhuǎn)變?yōu)閮蓚€面之間的接觸，在相對運(yùn)動時實(shí)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(shí)驗(yàn)鋼的磨損過程和摩擦因數(shù)，會發(fā)現(xiàn)模具供貨態(tài)實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼摩擦系數(shù)隨滑動時間變化曲線 2.4 析出物XRD分析 將實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼析出物含量和XRD分析 由此可見，模具供貨態(tài)實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼耐磨性得到顯著提高。 3、結(jié)論 (1) 經(jīng)過淬火回火后實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼含有最高含量析出物FeC3，而經(jīng)淬火回火后實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼耐磨性的測試結(jié)果，確定經(jīng)過淬火+200 ℃回火后的實(shí)驗(yàn)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。
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