田 伟，李 娜，林生秀，潘伟伟，钟庆元

(1. 陕钢集团产业创新研究院有限公司，陕西 汉中 723000；2. 中航上大高温合金材料股份有限公司，河北 邢台 054800)

4Cr5Mo2MnV1Si钢由于具有高强、高韧、耐热等特性，常用作压铸镁、铝及其合金的模块钢，在模块服役过程中往往长时间处于高温高压状态，并承受着一定的冲击力，时常有熔损冲蚀、塑形变形及热疲劳龟裂等情况发生[1]。在该牌号钢化学成分的基础上，通过减少Si并加入Ni、Co、Cu的方法对其进行了改进，使其强度、韧性、耐高温及焊接性能得到提升，模块服役周期延长。热处理作为模块加工的重要环节，通过改变材料的内部组织影响着模块的使用寿命[2]，而模块整个热处理部分的球化过程，对其最终使用性能至关重要。

改进型4Cr5Mo2MnV1Si钢在快锻热加工环节终锻温度控制在850 ℃，在随后的冷却过程中会发生马氏体转变，为了防止加工应力、热应力及后续发生马氏体转变所产生的组织应力引起模块变形开裂，锻后必须及时进行去应力退火。同时考虑到马氏体组织的遗传特性，避免粗大奥氏体晶粒遗传，锻后的马氏体组织必须在退火过程中由非平衡组织转变为平衡组织，获得细小的碳化物和铁素体的混合组织，这样使得板条奥氏体失去形成条件，后续在热处理奥氏体化过程会发生再结晶细化，得到细小的奥氏体晶粒[3]。另外考虑到成本因素，一般在终锻结束后采用高温余热退火处理。在球化处理环节，该模块由于包括碳化物形成元素在内的合金含量高，多火次锻造成形，在Ac3至Ac1间高温段停留时间长，使得合金碳化物大量析出，形成网状碳化物，严重削弱材料的力学性能，并且这种网状碳化物在球化退火过程中无法消除，因此一般在球化退火前进行正火[4]，一方面可以消除网状碳化物，使组织更加均匀；另外锻后余热退火+正火可以达到细化奥氏体的目的。综合以上加工、热处理环节材料所有组织转变特点得出球化过程涵盖的热处理工艺为：余热退火+正火+等温球化退火。

改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢的成分决定其淬透性很好，经1010 ℃×0.5 h，空冷正火处理后能获得全马氏体组织(见图1)，基体的碳化物颗粒呈质点状均匀分布。本文基于理想球化组织是等轴铁素体上均匀弥散分布着质点状碳化物，结合模块在“余热退火+正火+等温球化退火”热处理过程中的显微组织转变特点，通过对“退火”、“正火”、“回火”热处理机理的研究，采用等温转变和板条马氏体逆转变的方法进行球化处理[5-6]，以期进一步优化球化过程，提高生产效率。

图1 4Cr5Mo2MnV1Si钢1010 ℃正火后的显微组织Fig.1 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel after normalizing at 1010 ℃

1 试验材料与方法

改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢采用真空感应+保护气氛电渣重熔的方式进行冶炼，使用60 MN快锻热加工成形，规格为280 mm×810 mm×Lmm，锻后进行“余热退火+正火+等温球化退火”，其化学成分如表1 所示，图2为锻后热处理工艺。

表1 4Cr5Mo2MnV1Si钢的化学成分(质量分数，%)

图2 锻后球化热处理工艺Fig.2 Spheroidizing heat treatment process after forging

图3(a)为试验钢的球化组织，球化级别依据SEP1614《热作模具钢显微检验》为GE3级，属于不可接受范围。通过直接淬硬法得到试验钢的淬火组织，如图3(b)所示，可见奥氏体晶粒度为5.0级。采用JMatpro模拟4Cr5Mo2MnV1Si钢在平衡状态的组织转变曲线，如图4所示。其中Ar1=770 ℃，Ac1=830 ℃，Ac3=940 ℃。

取尺寸为10 mm×20 mm×20 mm的试样若干，基于图3和图4的试验结果，对改进型4Cr5Mo2MnV1Si钢的传统球化处理工艺的“正火+等温球化退火”部分进行了改进，改进后的球化处理工艺见图5。工艺1：工件余热退火+正火+等温球化退火后，1010 ℃保温0.5 h分别炉冷至820、790和760 ℃后，保温1 h空冷；工艺2：工件余热退火+正火+等温球化退火后，1010 ℃保温0.5 h空冷至室温，随后分别加热至820、790和760 ℃保温1 h空冷。

采用三氯化铁盐酸水溶液对退火处理后的试样进行腐蚀，使用ZEISS AXIO.Scope.A1型光学显微镜进行显微组织观察，并用HB-3000布氏硬度计进行硬度测量。

图3 4Cr5Mo2MnV1Si钢的显微组织(a)球化组织；(b)淬火组织Fig.3 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel(a) spheroidized structure； (b) quenched structure

图6 4Cr5Mo2MnV1Si钢经工艺1球化处理后的显微组织Fig.6 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel after spheroidizing treated by process 1(a) 820 ℃； (b) 790 ℃； (c) 760 ℃

图4 JMatpro模拟计算所得4Cr5Mo2MnV1Si钢平衡态组织转变曲线Fig.4 Microstructure transition curve in equilibrium of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel calculated by JMatpro

图5 改进后的球化处理工艺示意图(a)工艺1；(b)工艺2Fig.5 Schematic diagram of the modified spheroidizing treatment process(a) process 1； (b) process 2

2 试验结果与分析

经工艺1球化处理试样的显微组织和硬度如表2和图6所示。由表2和图6可见，加热到1010 ℃保温0.5 h，在Ac1和Ar1间的820 ℃、790 ℃及Ar1以下760 ℃等温正火空冷后，显微组织均呈板条马氏体形态，基体上均匀弥散分布有碳化物颗粒，布氏硬度均在413 HBW左右，无法达到布氏硬度小于240 HBW技术要求的球化组织。由此分析，当加热到1010 ℃进行保温，所有的合金元素发生了回溶，导致γ-Fe晶格发生畸变，在随后冷却过程中，受温度影响合金元素扩散能力减弱，畸变程度增加，畸变能增加，所产生的晶格畸变能足以开启原子的切向移动，致使原子近程迁移，

表2 4Cr5Mo2MnV1Si钢经工艺1球化处理后的硬度

以切变方式向板条马氏体转变。在后续等温过程中，由于长时间保温使得合金元素析出，畸变能进一步减小，原子迁移的能力减弱，这种切变转变终止，低扩散激活能原子的移动开启了扩散性相变。

经工艺2球化处理试样的显微组织和硬度如图7和表3所示。由图7(a，b)可以看出，820、790 ℃高温回火后，板条马氏体已经分解，组织为等轴铁素体上均匀分布着质点状碳化物；760 ℃回火后，基体组织粗大不均匀，部分区域存在残留马氏体板条位向，质点状碳化物比较稀疏，见图7(c)。结合硬度值，根据SEP1614标准判断，图7(a，b)组织达到GB3级，图7(c)组织达到GE1级，均属于球化处理可接受组织，但在820 ℃回火后硬度较高。由此分析：在Ar1以上820 ℃和790 ℃回火处理时，板条马氏体位向消失，发生了完全再结晶，基体组织呈等轴状。而在靠近Ac1的820 ℃加热时，使得一部分碳化物发生了回溶，布氏硬度偏高。当在Ar1以下760 ℃处理时，温度偏低，部分板条束未发生再结晶，同时引起晶格畸变的合金元素没有以第二相碳化物的形式析出，导致基体质点状碳化物稀疏，硬度偏高。

图7 4Cr5Mo2MnV1Si钢经工艺2球化处理后的显微组织Fig.7 Microstructure of the 4Cr5Mo2MnV1Si steel after spheroidizing treated by process 2(a) 820 ℃； (b) 790 ℃； (c) 760 ℃

另外，为了防止该材料锻后由于马氏体相变开裂，同时消除马氏体组织的遗传现象，必须进行回火处理消除内应力，并使其发生组织的平衡转变，由图7和表3 可以得出，在790 ℃高温回火处理时组织较好，硬度较低，因此，热锻成形后，可采用“余热高温回火+正火+高温回火(790 ℃)”的球化处理方式。

表3 4Cr5Mo2MnV1Si钢经工艺2球化处理后的硬度

3 结论

1) 改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢余热退火+正火+等温球化退火后，经1010 ℃保温0.5 h炉冷至820、790和760 ℃后，保温1 h空冷，在820、790和760 ℃ 的等温温度下显微组织均呈板条马氏体形态，基体上均匀弥散分布有碳化物颗粒，布氏硬度分别为414、412和412 HBW，均未达到硬度小于240 HBW球化组织的要求。

2) 改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢余热退火后，经1010 ℃保温0.5 h空冷至室温，随后加热至820、790和760 ℃保温1 h空冷，在820、790和760 ℃的回火温度下组织均为等轴铁素体上均匀分布着质点状碳化物，硬度分别为321、235和245 HBW。其中在790 ℃进行回火效果最好，球化组织级别达到GB3级，硬度小于240 HBW。

3) 对比分析，采用“余热退火+正火+高温回火”(790 ℃)代替“余热退火+正火+等温球化退火”可实现改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢的锻后球化处理。