原标题：基于合理热处理工艺的压铸模具挡板耐磨性改善研究

摘要：在压铸模具挡板供货态实验钢的基础上，对其进行1100 ℃保温2 h均匀化退火、880 ℃保温3 0min水淬及分别在20 0℃和250 ℃回火2 h，随后对其显微组织、宏观硬度、拉伸性能和耐磨性等进行了测定。结果表明，经过淬回火后实验钢由模具供货态的片状珠光体和网状铁素体组织转变为回火马氏体和少量残留奥氏体组织，且抗拉强度和硬度显著增加。淬火+200 ℃回火实验钢的耐磨性达到最佳，250 ℃回火次之，均优于模具供货态耐磨性。

铝合金压铸模具挡板在压铸机连续工作中承受着较大的压应力和摩擦力，在其服役过程中要求即使经过长时间工作仍然能保持良好的尺寸精度，确保不至于因为长时间工作造成表面凹凸不平，而影响压铸机的正常运转。磨损是造成材料失效的主要形式之一，通常机器是依靠其零件副之间的相对运动进行工作运转，长时间处于工作环境下，零部件会逐渐发生磨损，导致表面受到一定程度的损坏而失效，对机器正常工作运行造成影响。

热处理工艺决定材料的微观组织结构从而影响其力学性能，选用恰当的热处理工艺可望提升材料的抵抗断裂变形和磨损的能力。赵云冲研究了热处理工艺对低合金耐磨钢板耐磨性的影响，发现硬度是反映材料耐磨性的主要宏观因素，通过淬火后低温回火处理得到的回火马氏体组织具有较好的耐磨性。邓进俊[7]使用不同热处理工艺对高铬铸铁进行处理，发现经过1050 ℃×0.5 h+280 ℃×1.5 h处理后，与铸态高铬铸铁相比，其磨损量大约降低了35%。为了使压铸模具挡板服役更长时间，减少停机更换挡板次数来降低压铸生产线运行成本，本课题拟通过对服役中的实物材料组织性能分析以及尝试从热处理工艺角度，对其组织和性能进行改善和提升，旨在为压铸机运行服役过程中达到更优的性能状态提供参考。

1、试验材料与方法

采用移动式直读光谱仪PMI-MASTER PRO对模具供货态实验钢的化学成分进行测定，结果见表1。

表1:实验钢的化学成分（wb/%）

在YFA12/15G-Y型箱式电阻炉中进行热处理，其采用的热处理工艺如下：①在1100 ℃保温2 h随炉冷至室温进行均匀化退火②在880 ℃加热保温30 min，水淬；③分别在200、250 ℃回火2 h。将实验钢经线切割加工成尺寸为10 mm×10 mm×6 mm的试样，将其在砂纸上打磨，机械抛光后，在试样表面滴加4 %的硝酸酒精溶液进行腐蚀，腐蚀时间为15 s，通过光学显微镜和钨灯丝扫描电镜（SEM）对腐蚀后试样进行观察。在布洛维光学硬度计上测量实验钢硬度值，试验力为750 N，在每个试样上平均取5个点，取平均值作为该试样的硬度值。干滑动摩擦试验在立式 MM-W1万能摩擦磨损试验机上进行，试验采用销盘接触方式，结构示意图见图1，其中销的直径为6 mm，高度为8.5 mm。摩擦副选用GCr15圆盘 (硬度61HRC) ，载荷为60 N，旋转半径为10 mm，转速为100 r /min，磨损率计算公式为E = (E0－E1) / S，其中，E0为摩擦试验前试验销的质量，E1为摩擦试验后试验销的质量，S为磨损距离。对3种不同状态实验钢进行电解分离萃取试验，从而得到3种不同状态下的析出物，进行称重。使用375 mL H2O+120 mL HCL和16 g柠檬酸颗粒混合而成的溶液进行电解萃取，经沉淀、离心和烘干后将萃取出的析出物进行XRD分析，测试角度范围为10°~90°，扫描速率为4°/min。通过线切割将热处理后实验钢加工成非标准拉伸试样，其标距为10 mm，厚度为1 mm，具体尺寸见图2，随后使用CMT5105型电子万能试验机进行室温下的拉伸试验。

图1:摩擦磨损销盘结构示意图

图2:拉伸样尺寸示意图

2、试验结果与分析

2.1 显微组织

图3为不同状态下实验钢显微组织，从图3a可以看出，模具供货态下的实验钢室温组织为白色呈网状分布的铁素体和片状珠光体组成，网状铁素体沿晶界分布在片状珠光体之间，对组织之间的连续性造成破坏，从而使基体结构受到损坏，材料本身的硬度，抗拉强度和耐磨性等性能均会受到明显不利影响，在材料受到外力挤压出现微小裂纹时，其裂纹会沿着呈网状形态的铁素体迅速进行延伸和扩展，使得工件更易损伤和断裂。有研究指出，在冷却过程中多余的铁元素在过冷奥氏体中会由晶粒内部向晶粒外部进行析出，以达到维持其自身的相平衡和稳定性的目的，从而形成了先共析铁素体相，由于这种向晶粒外部四周析出的过程并无方向性，则这些铁元素会逐渐富集到将其析出的晶粒的晶界上，从而会沿着四周把整个奥氏体晶粒“包”起来，故从微观上呈现出网状铁素体的组织形态。此外，除了观察到网状铁素体组织之外，还发现了魏氏组织的存在。魏氏组织的形成主要是由于亚共析钢或者过共析钢在较高的温度进行冷却时，在奥氏体晶界上产生先共析铁素体并且沿着一定的晶面朝着晶内进行快速生长，且呈针状分布在基体组织中，这种组织属于加工处理时产生的缺陷之一，而魏氏组织的出现则会使得材料强度硬度变低，塑韧性降低，影响材料的使用寿命。

图3：不同状态下实验钢显微组织
(a)模具供货态  (b) 880℃淬火+200℃回火  (c) 880℃淬火+250℃回火

高温退火后进行880 ℃淬火，在室温下得到完全的淬火马氏体组织，随后分别进行200 ℃和250 ℃回火，随着回火温度增加，板条状马氏体逐渐发生分解。由图3b可知，马氏体板条形态依然清晰，这是由于回火温度低，碳含量较低的马氏体进行回火时，析出碳化物的能量状态高于碳原子偏聚的能量状态，所以碳原子依旧会在位错线附近发生偏聚。除此之外，可以观察到有少量残留奥氏体组织分布在马氏体板条间，即实验钢经过淬火+200 ℃回火后组织为回火马氏体和少量残留奥氏体。从图3c可以看出，与经过200 ℃回火的组织相比，250 ℃回火后呈现些许差异，板条马氏体束变得不明显，组织更加均匀，同时还伴随碳原子逐渐从马氏体中析出，基体中的碳含量随之降低，并形成少量ε-碳化物析出，弥散分布在基体中。

图4为不同状态下实验钢的SEM组织，可以看出在模具供货态实验钢组织中其片状珠光体上分布着较多的渗碳体颗粒，且弥散分布在基体上，起到一定的强化作用。而经过200 ℃回火后，板条马氏体依然清晰可见，碳化物析出并不明显，原始奥氏体晶界明显可见。随着回火温度升高，在250 ℃回火后，马氏体进一步得到分解，碳原子析出，此外，马氏体板条内部位错运动逐渐加剧，造成位向相反的位错相遇而湮灭，马氏体板条边界经过原子间的扩散富集、合并及重组等一系列过程，使得马氏体板条束逐渐变得模糊不清，且位错数量和密度降低，内应力逐渐消除。

图4:不同状态下实验钢SEM图
(a)模具供货态  (b) 200℃回火  (c) 250℃回火

2.2 拉伸力学性能

不同状态实验钢的宏观硬度测试后结果见图5，在经过淬火+200 ℃回火后的实验钢硬度最高达到480.1 HBW，当回火温度升高到250 ℃，硬度降至405.3 HBW，其原因主要是因为低温回火的过程实际上就是过饱和马氏体逐渐分解的过程，随着回火温度升高，碳原子活动能力增强，固溶在马氏体中的碳原子会逐渐进行较长扩散并形成细小且弥散的碳化物析出，使得马氏体中的碳含量降低，基体发生软化，在宏观上表现出硬度下降。此外，模具供货态实验钢的硬度显著低于经过淬回火后的实验钢的硬度，这与各自对应的显微组织之间的关系密不可分，模具供货态实验钢由片状珠光体和网状铁素体组织组成，而铁素体属于软相，而珠光体又是由铁素体和渗碳体共同组成，渗碳体的存在会在一定程度上起到增加珠光体组织的硬度的作用，但由于该实验钢中碳的含量为0.48%，根据杠杆定律估算，其珠光体中渗碳体所占比例大约为7%，故其铁素体和珠光体组织两者硬度差异并不大，都具有较低硬度。而200 ℃和250 ℃回火得到实验钢基体组织为回火马氏体组织，其组织硬度远高于珠光体和铁素体组织，从而使得经淬回火后的实验钢硬度得到显著提高，由此为良好耐磨性奠定了基础。

图5:不同状态下实验钢硬度曲线图

对不同状态下实验钢试样进行拉伸实验，测得其抗拉强度和伸长率变化见图6。与模具供货态相比，经过淬火+低温回火后实验钢的抗拉强度得到明显提高，从650 MPa分别提升至1287.8 MPa和728.3 MPa。模具供货态实验钢由于其网状铁素体和魏氏组织的存在，会致使基体内部组织的连续性受到破坏，其次还会严重割裂珠光体组织之间的联系，使得其抗拉强度大幅度降低，而且还会在受到外力时极易发生变形与断裂。与经过200 ℃回火相比较而言，可以发现250 ℃回火后实验钢的伸长率增加而抗拉强度降低，主要是由于实验钢在经过250 ℃回火后马氏体得到进一步的分解，碳原子的存在形式发生了变化，由固溶于过饱和马氏体逐渐转变为碳化物，并进行析出，造成的晶格畸变效应减弱。由于回火温度低，析出的碳化物过于细小，使得析出物的弥散强化作用的效果小于过饱和度降低引起的固溶强化作用减弱的效果，且随着回火温度的升高，淬火时产生的内应力得到一定程度上的释放，位错密度逐渐降低，从而表现出抗拉强度升高而伸长率下降的现象。综上所述，本实验在模具供货态的基础上对其进行了热处理工艺改进，在进行了淬火和低温回火后，实验钢的强度和硬度均得到了明显的提升，而经过200 ℃回火后其硬度和抗拉强度最高，经过250 ℃回火后伸长率最优，但研究主要目的在于提高其在工作环境下的耐磨性能，故需要进一步对不同状态下实验钢耐磨性进行对比研究。

图6:不同状态下实验钢抗拉强度和伸长率变化图

2.3 耐磨性测试

图7为不同状态实验钢在磨损时间为30 min条件下的磨损率。可以看出与模具供货态实验钢相比，经过880 ℃淬火+200、250 ℃回火后的实验钢磨损率大幅降低，其中经过200 ℃回火的实验钢磨损率最低，即具有最佳的耐磨性。

图7:干摩擦条件下不同状态下实验钢的磨损率

图8为3种状态下实验钢对应的摩擦因数，可以明显看出其磨损过程均呈现出两个阶段。首先实验钢与其对磨材料两者接触表面较高的微凸体之间会首先进行点接触或线接触,并很快会在之后的磨损过程中受到碰撞而变形、断裂或磨平，进而有少量的磨屑随之产生,而磨屑会分布在接触表面增大摩擦表面粗糙度，造成摩擦因数逐渐升高，这一阶段即为跑和时期。随着摩擦时间增加, 在外压力的作用下材料摩擦表面剩余的微凸体之间继续接触从而发生严重的变形和断裂，导致材料表面间的接触由最开始的点接触和线接触慢慢转变为两个面之间的接触，在相对运动时实际接触面积增大，产生更大的磨损，产生磨屑也不断增多。

当磨屑数量增加到一定程度，因受外压力后逐渐形成一层具有减弱材料磨损作用的磨屑膜，且摩擦因数不再随着磨损过程的进行而增大，即为稳定摩擦阶段。

此外，随着摩擦持续进行，磨屑膜不断遭到破坏后继而形成新的磨屑，新的磨屑在外力的挤压作用下逐渐形成新的磨屑膜，当磨屑膜的形成和消失达到一个动态的平衡时, 摩擦因数就会出现间断性波动。

对比3种实验钢的磨损过程和摩擦因数，会发现模具供货态实验钢在1 800 s的磨损过程中，其摩擦因数呈逐步增加的趋势，且由图8明显看出在3种状态中其摩擦因数最高，平均达到了0.51，说明其耐磨性最差，这也与在模具供货态下磨损率最高相一致。另外，结合其显微组织为网状铁素体和片状珠光体两相组织，宏观硬度较低，耐磨性也相对较差。而实验钢在经过淬火+200 ℃，250 ℃回火后，其平均摩擦系数明显降低，分别为0.38和0.40，与模具供货态相比，其耐磨性得到了大幅度的改善，这与形成回火马氏体组织之间的关系是密不可分的。

图8:不同状态下实验钢摩擦系数随滑动时间变化曲线
(a)模具供货态 (b)200℃回火 (c)250℃回火

2.4 析出物XRD分析

将实验钢试样电解萃取后的析出物进行定量分析，结果见图9a，可以发现随着回火温度升高，析出物的含量有微小的波动。随后对析出物进行XRD分析，结果见图9b。

图9:不同状态下实验钢析出物含量和XRD分析

由此可见，模具供货态实验钢的析出物为渗碳体，这和在扫描电镜下观察到的析出物即渗碳体颗粒，而模具供货态实验钢组织正是由片状珠光体组织和网状铁素体组成，其中珠光体正是由α相和渗碳体组成的机械混合物，故其XRD分析结果中析出物为渗碳体，而渗碳体的存在会在一定程度上提高材料的耐磨性，但由于其基体组织为网状铁素体和片状珠光体组织，故耐磨性仍较低。

经过200 ℃和250 ℃回火后，XRD分析显示无较明显的衍射峰，由图9b可以看出有极少量MnS析出，属于钢中最常见的非金属塑性夹杂物之一，除此之外，并未观察到碳化物析出，但是考虑到其基体组织为回火马氏体和少量残留奥氏体，与模具供货态相比有本质上的区别，正是由于基体组织的明显改善反映出淬火回火后实验钢耐磨性得到显著提高。

3、结论

(1) 经过淬火回火后实验钢由模具供货态的片状珠光体和网状铁素体组织转变为回火马氏体和少量残留奥氏体组织,力学性能大幅度改善。经过淬火+200 ℃回火后实验钢抗拉强度和硬度分别达到最大值1287.8 MPa和480.1HBW。且随着回火温度达到250℃，抗拉强度和硬度降低。

(2) 模具供货态实验钢含有最高含量析出物FeC3，而经淬火回火后实验钢析出物含量极少，仅发现有少量MnS非金属夹杂物存在。

(3) 模具供货态实验钢磨损率和摩擦因数最高，淬火+200 ℃回火后磨损率和摩擦因数最低分别为0.27%和0.38，250 ℃回火次之。综合考虑不同状态下实验钢耐磨性的测试结果，确定经过淬火+200 ℃回火后的实验钢耐磨性最佳，250 ℃回火次之，均优于模具供货态的耐磨性。

文章作者

丁旺 范泽熙 杨弋涛
上海大学材料科学与工程学院

本文来自:《特种铸造及有色合金》杂志2021年第41卷第12期