楊典典，劉志學(xué)，劉元元，程巨強(qiáng)，堅(jiān)增運(yùn)

(西安工業(yè)大學(xué) 陜西光電功能材料與器件重點(diǎn)試驗(yàn)室，陜西西安 710032)

隨著高分子學(xué)科和石油化工工業(yè)的迅猛發(fā)展，塑料產(chǎn)品的生產(chǎn)量迅速增加，塑料制品在工業(yè)及日常生活中的應(yīng)用越來(lái)越廣泛，目前，塑料已經(jīng)和鋼鐵、木材、水泥一起構(gòu)成現(xiàn)代社會(huì)的四大基礎(chǔ)材料[1,2]。塑料制品的模具成型需求量的增大，促進(jìn)了模具工業(yè)的發(fā)展，塑料模具已向精密化、大型化和多腔化的方向發(fā)展。塑料模具較高的工作溫度、較大的成型壓力、材料與模具表面的磨損、對(duì)模具表面形成的腐蝕、以及工作時(shí)對(duì)模具可能造成的沖擊和碰撞等因素，都會(huì)影響到塑料模具的精度和壽命，造成塑料模具的失效，其主要失效形式為表面磨損、變形和斷裂三種[3,4]，因此，具有良好的力學(xué)性能和耐磨性是塑料模具鋼的基本性能要求之一。塑料模具鋼根據(jù)化學(xué)成分和熱處理工藝的不同，大致可以分為滲碳鋼、調(diào)制鋼、預(yù)硬化鋼、高碳鋼、耐腐蝕鋼、時(shí)效硬化鋼6大類[5]，目前，我國(guó)已基本形成較完整的模具鋼鋼種體系，并修訂了最新的國(guó)家標(biāo)準(zhǔn) GB/T1299－2014《工模具鋼》[2]，新標(biāo)準(zhǔn)中推薦的塑料模具鋼21種。但在塑料模具市場(chǎng)不斷擴(kuò)張的情況下，與之配套的塑料模具鋼市場(chǎng)卻存在多重挑戰(zhàn)，問(wèn)題之一就是國(guó)產(chǎn)低端塑料模具鋼產(chǎn)品的惡性價(jià)格競(jìng)爭(zhēng)，而同類高品質(zhì)產(chǎn)品卻嚴(yán)重依賴進(jìn)口，部分高端進(jìn)口模具鋼價(jià)格高于國(guó)產(chǎn)產(chǎn)品價(jià)格數(shù)倍。因此，研發(fā)高性能的塑料模具鋼具有重要的意義。課題組根據(jù)塑料模具鋼的使用要求、工況和合金元素在鋼中的作用，自主研制了一種新型塑料模具鋼，研究了不同正火工藝對(duì)該材料組織和性能的影響，為該材料的實(shí)際應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料和過(guò)程

試驗(yàn)材料為自主設(shè)計(jì)的新型塑料模具鋼35CrMnSiMoNi，具體設(shè)計(jì)成分見(jiàn)表1。采用0.5t酸性爐襯中頻感應(yīng)電爐冶煉，爐料采用Q235廢鋼、各種中間合金和電解鎳，具體熔化工藝為：熔清廢鋼、爐前成分分析、預(yù)脫氧、加入中間合金調(diào)整鋼液成分、終脫氧，采用由稀土硅鐵、鈦鐵和釩鐵組成的復(fù)合變質(zhì)劑，沖包進(jìn)行變質(zhì)處理，鋼包預(yù)熱溫度為500～700℃，靜置后進(jìn)行澆注，澆注溫度1520～1560℃，澆注成?300mm的圓柱型鑄錠，對(duì)鑄錠進(jìn)行電渣重熔后鍛造成300mm×300mm×60mm的模具坯，性能測(cè)試試樣取自于模具坯，線切割后分別加工成截面?6mm的標(biāo)準(zhǔn)短拉伸試樣和10mm×10mm×55mm的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，沖擊試樣熱處理后開(kāi)U型缺口。熱處理過(guò)程：（1）不同正 火 處 理 溫 度 分 別 為 ：860℃ 、880℃ 、900℃ 、920℃、960℃、1000℃和 1040℃，為避免氧化脫碳，正火處理時(shí)采用保護(hù)液覆蓋保護(hù)，正火處理后，試樣統(tǒng)一進(jìn)行250℃×2h的回火處理；（2）920℃奧氏體化，分別保溫 0.5h、1h、2h、4h 和 6h后正火，試樣統(tǒng)一進(jìn)行250℃×2h的回火處理。用CMT5105A型萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，用JB-30型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊韌度試驗(yàn)，硬度采用HRC150型洛氏硬度計(jì)測(cè)試。采用EPIHOT300型金相顯微鏡觀察組織變化（4%的硝酸酒精溶液腐蝕），采用LabX XRD-6000型 X射線衍射儀對(duì)材料中的各種組織進(jìn)行物相分析，組織中殘余奧氏體含量的測(cè)試根據(jù)ASTM E975-03 進(jìn)行，奧氏體晶面取 （200）、（220）和（311），鐵素體晶面取（200）和（211）。

表1 試驗(yàn)材料的設(shè)計(jì)成分 ωB/%

圖1 不同溫度正火熱處理后試驗(yàn)材料的組織

1.1 不同熱處理溫度對(duì)試驗(yàn)材料組織的影響

圖1是不同溫度正火熱處理后試驗(yàn)材料的組織，由圖可以看出，860℃和900℃正火處理后，材料的組織主要由板條狀貝氏體和粒狀貝氏體組成，隨正火溫度的升高，組織中的板條狀貝氏體數(shù)量增多，粒狀貝氏體數(shù)量減少，860℃正火處理后的組織中粒狀貝氏體的比例相對(duì)較高，900℃正火處理后，組織中主要是板條狀貝氏體，粒狀貝氏體組織的數(shù)量明顯減少。圖1c是920℃正火處理后試驗(yàn)材料的組織，主要是板條狀貝氏體組織，圖2是920℃正火熱處理后的XRD衍射圖譜，可以看出組織中只有鐵素體峰和奧氏體峰，沒(méi)有碳化物存在，屬于無(wú)碳化物貝氏體組織，根據(jù)XRD衍射圖譜計(jì)算出920℃正火處理后，組織殘余奧氏體的量為19.5%；在該組織中，殘余奧氏體是以薄膜狀分布在貝氏體鐵素板條之間或之上，貝氏體鐵素板條的亞結(jié)構(gòu)是高密度的位錯(cuò)，板條間距明顯大于馬氏體板條[6]。960～1040℃正火處理后，材料的組織主要由板條狀貝氏體組成，由圖可以看出，隨正火溫度的升高，貝氏體板條的寬度減小，長(zhǎng)度增加，貝氏體板條束的尺寸增大。

圖2 920℃正火熱處理后的XRD衍射圖譜

表2 不同溫度正火處理對(duì)試驗(yàn)材料性能的影響

表3 不同正火保溫時(shí)間對(duì)試驗(yàn)材料性能的影響

圖3是920℃奧氏體化、不同時(shí)間保溫后正火對(duì)材料組織的影響，由圖可以看出，不同時(shí)間保溫、正火處理后，試驗(yàn)材料的組織為無(wú)碳化貝氏體組織，主要由貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，貝氏體板條束的位向明顯、尺寸增大，板條寬度減小，長(zhǎng)度明顯增大，組織的均勻性提高。

1.2 不同正火工藝對(duì)試驗(yàn)材料性能的影響

表2是不同溫度正火熱處理后試驗(yàn)材料的性能，由表可以看出，隨正火溫度的升高，材料的硬度、抗拉強(qiáng)度和沖擊韌度均呈先升高后降低的變化趨勢(shì)。860℃正火處理后，材料的硬度和抗拉強(qiáng)度均較低，具體為硬度47.3HRC和抗拉強(qiáng)度1477.6MPa；880～920℃正火處理后，材料的硬度相對(duì)較高且變化范圍較小，具體變化范圍為53.4～54.3HRC；920℃正火處理后，試驗(yàn)材料的沖擊韌度（Aku）具有最大值為 36.7J；920～1000℃正火處理后，材料的抗拉強(qiáng)度相對(duì)較高且變化范圍較小，具體變化范圍為1935.8～1959.1MPa。綜合來(lái)看，材料在920℃正火處理后，具有較好的綜合性能。

表3是920℃奧氏體化、不同時(shí)間保溫后正火處理對(duì)試驗(yàn)材料性能的影響，由表可以看出，保溫0.25～1.0h，試驗(yàn)材料的硬度值相對(duì)較高且變化范圍較小，具體變化范圍為53.4～55.1HRC；保溫1.0 h之后，硬度呈逐漸降低的變化趨勢(shì)；保溫6.0h后，材料的硬度僅為48.5HRC；保溫0.25h后，材料的沖擊韌度和抗拉強(qiáng)度值均最大，分別為沖擊韌度36.7J和抗拉強(qiáng)度1935.8 MPa，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，沖擊韌度和抗拉強(qiáng)度呈逐漸下降的變化趨勢(shì)。綜合來(lái)看，試驗(yàn)材料920℃奧氏體化、保溫0.25～1.0h后，材料具有較好的綜合性能。

圖3 不同正火保溫時(shí)間對(duì)材料組織的影響

不同工藝正火熱處理后，試驗(yàn)材料性能變化的原因是組織的變化引起的，粒狀貝氏體是過(guò)冷奧氏體在稍高于上貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間形成的，由于轉(zhuǎn)變溫度較高，過(guò)冷奧氏體析出貝氏體鐵素體后，貝氏體鐵素體中的碳原子可以快速離開(kāi)鐵素體擴(kuò)散到奧氏體中，使奧氏體中不均勻的富碳，增加了奧氏體的穩(wěn)定性，奧氏體難以再繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w鐵素體，富碳的奧氏體在隨后的冷卻過(guò)程中，部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，形成M/A島，形成粒狀貝氏體組織，粒狀貝氏體中不存在碳化物，其本質(zhì)上也屬于無(wú)碳化物貝氏體組織，粒狀貝氏體中鐵素體的碳含量相對(duì)較低，接近平衡濃度，M/A島中殘余奧氏體和馬氏體的碳含量相對(duì)較高，馬氏體一般為孿晶馬氏體。板條狀貝氏體轉(zhuǎn)變溫度低于粒狀貝氏體，主要是在下貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間形成的，是下貝氏體的一個(gè)特例，由于試驗(yàn)材料中硅含量較高，硅元素能夠增加碳在奧氏體中的活度，強(qiáng)烈阻礙滲碳體的析出，增加過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性以及鋼中的殘余奧氏體含量[7,8]，因此，這種組織不同于典型的下貝氏體組織，在貝氏體鐵素體板條內(nèi)部和之間的是殘余奧氏體而不是碳化物，由于轉(zhuǎn)變溫度相對(duì)較低，碳原子擴(kuò)散速度較慢，該組織的貝氏體鐵素體中的含碳量比粒狀貝氏體組織高，遠(yuǎn)高于平衡碳含量。粒狀貝氏體和板條狀貝氏體由于組織組成相的成分和性能的差異，會(huì)引起材料力學(xué)性能的變化，而粒狀貝氏體和板條狀貝氏體的形成與過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，在貝氏體形成條件下，凡能使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度降低的因素，會(huì)使板條狀貝氏體增多，反之則粒狀貝氏體比例增多。影響貝氏體形態(tài)的因素很多[9,10]，例如鋼的成分、冷卻速度、奧氏體化溫度、奧氏體化保溫時(shí)間和奧氏體晶粒尺寸等，其中，隨奧氏體化溫度的升高或保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，一方面會(huì)使奧氏體晶粒長(zhǎng)大，晶界減少，晶粒中的缺陷也減少，碳元素的分布趨于均勻，而晶界、缺陷處和貧碳區(qū)都是有利于鐵素體形核的位置，這些有利于鐵素體形核位置減少，抑制了鐵素體發(fā)生高溫相變；另一方面，隨奧氏體化溫度的升高或保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體中溶解的碳和合金元素含量越多，奧氏體的穩(wěn)定性和均勻性也就越高；奧氏體的穩(wěn)定性的提高，會(huì)使貝氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變起始溫度（Bs）和50%轉(zhuǎn)變溫度（Bm）降低，而貝氏體轉(zhuǎn)變終了溫度（Bf）基本保持不變，導(dǎo)致貝氏體轉(zhuǎn)變速率峰向低溫移動(dòng)[11]，因此，正火工藝的改變會(huì)影響試驗(yàn)材料組織的形貌，而組織的變化又導(dǎo)致材料的性能發(fā)生變化。

2 結(jié)論

（1）860℃和900℃正火處理后，材料的組織主要由板條狀貝氏體和粒狀貝氏體組成，隨正火溫度的升高，組織中的板條狀貝氏體數(shù)量增多，粒狀貝氏體數(shù)量減少，正火溫度超過(guò)900℃，組織中主要是板條狀貝氏體，組織由貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成，組織中沒(méi)有碳化物存在，屬于無(wú)碳化物貝氏體組織，隨正火溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，貝氏體板條的寬度減小，長(zhǎng)度增加，貝氏體板條束的尺寸增大，組織的均勻性提高。920℃正火處理后，組織殘余奧氏體的量為19.5%。

（2）隨正火溫度的升高，材料的硬度、抗拉強(qiáng)度和沖擊韌度均呈先升高后降低的變化趨勢(shì)，880～920℃正火處理后，材料的硬度相對(duì)較高為53.4～54.3HRC，920℃正火處理后，試驗(yàn)材料的沖擊韌度具有最大值為36.7J，920～1000℃正火處理后，材料的抗拉強(qiáng)度相對(duì)較高為1935.8～1959.1 MPa，綜合來(lái)看，材料在920℃正火處理后，具有較好的綜合性能。

（3）920℃保溫 0.25～1.0h 后，試驗(yàn)材料的硬度值相對(duì)較高為53.4～55.1HRC，超過(guò)1.0h，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度呈逐漸降低的變化趨勢(shì)，保溫0.25h后，材料的沖擊韌度和抗拉強(qiáng)度值均最大，分別為沖擊韌度36.7J和抗拉強(qiáng)度1935.8MPa，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，沖擊韌度和抗拉強(qiáng)度呈逐漸下降的變化趨勢(shì)，綜合來(lái)看，試驗(yàn)材料920℃保溫0.25～1.0h后，材料具有較好的綜合性能。