宋紹峰，李秀蘭，王 宣，楊 陽(yáng)，劉秀珍

(1.重慶機(jī)電職業(yè)技術(shù)大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，重慶 402760；2.四川輕化工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，四川 宜賓 644000)

0 前 言

伴隨新能源汽車行業(yè)的快速發(fā)展，我國(guó)冷作模具鋼產(chǎn)量持續(xù)遞增，下游產(chǎn)品對(duì)模具工裝精度、磨損壽命、穩(wěn)定性等要求的不斷提升致使傳統(tǒng)模具材料在使用過(guò)程中常因過(guò)度磨損等原因發(fā)生開(kāi)裂和崩刃現(xiàn)象，導(dǎo)致附加成本增加、生產(chǎn)效率降低，嚴(yán)重制約行業(yè)發(fā)展，亟需開(kāi)發(fā)并優(yōu)化新型模具鋼材料[1-3]。DC53 鋼是日本大同特殊鋼在SKD11 鋼基礎(chǔ)上研制改良的新型冷作模具鋼，常規(guī)熱處理為淬火(約1 040 ℃左右)+2 次高溫回火(約520 ℃左右)，經(jīng)熱處理后組織組成中可消除部分殘余奧氏體。然而，模具工況的復(fù)雜性對(duì)疲勞、耐磨、硬度、韌性、尺寸穩(wěn)定性等性能的要求又與殘余奧氏體密切相關(guān)，殘余奧氏體含量過(guò)多或過(guò)少都不利于發(fā)揮材料自身優(yōu)異性能。使用DC53 鋼制造的用于形狀復(fù)雜的精密模、冷軋輥輪、修整模等往往易采取低溫回火工藝，而低溫回火時(shí)亞穩(wěn)相的殘余奧氏體轉(zhuǎn)換又相對(duì)較少，過(guò)多殘余奧氏體將直接影響DC53 鋼模具在后期使用過(guò)程中的尺寸精度、穩(wěn)定性及可靠性[4-6]。冷處理作為提高鋼材綜合性能的重要手段之一，在提高模具鋼的硬度、強(qiáng)度、沖擊韌性和耐磨性等方面起到很大作用[7]，基于此國(guó)內(nèi)外學(xué)者應(yīng)用冷處理技術(shù)針對(duì)結(jié)構(gòu)鋼[8-10]、模具鋼[11-14]、滲碳鋼[15-16]、工具鋼[17]、有色金屬[18-19]等展開(kāi)了大量研究工作，而關(guān)于傳統(tǒng)熱處理與冷處理技術(shù)復(fù)合尤其是應(yīng)用在DC53 模具鋼上的研究應(yīng)用鮮見(jiàn)報(bào)道。本實(shí)驗(yàn)以DC53 鋼為研究對(duì)象，通過(guò)在傳統(tǒng)熱處理基礎(chǔ)上復(fù)合冷處理技術(shù)，研究探討高淬低回復(fù)合冷處理工藝對(duì)DC53 鋼組織性能的影響，以期望對(duì)相應(yīng)材料尺寸穩(wěn)定性、可靠性及工藝的優(yōu)化發(fā)展提供一定理論依據(jù)及技術(shù)參考。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 原材料及熱處理

實(shí)驗(yàn)原料為某鋼廠生產(chǎn)的尺寸為φ12 mm 的退火態(tài)DC53 鋼棒材，化學(xué)成分如表1 所示。

表1 DC53 鋼主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %Table 1 Main chemical composition of DC53 steel (mass fraction) %

冷處理前采用高淬低回?zé)崽幚砉に?1 040 ℃淬火+200 ℃回火(2 次)，隨后進(jìn)行不同溫度的冷處理(冷凍-11 ℃、干冰-80 ℃和液氮-196 ℃)，具體熱處理工藝參數(shù)如表2 所示。

表2 實(shí)驗(yàn)工藝參數(shù)Table 2 Experimental process parameters

1.2 測(cè)試表征

1.2.1 形貌與相組成

采用金相顯微鏡進(jìn)行試樣顯微組織觀察分析，并利用掃描電子顯微鏡(SEM)及X 射線衍射儀設(shè)備分別進(jìn)行顯微成分及物相分析。

1.2.2 沖擊性能和耐磨性能實(shí)驗(yàn)

沖擊性能測(cè)試試驗(yàn)為55 mm × 10 mm × 10 mm 標(biāo)準(zhǔn)長(zhǎng)方體，45°角V 型缺口，執(zhí)行標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 229-2007 “金屬材料擺錘沖擊試驗(yàn)方法”；耐磨性試驗(yàn)裝置如圖1 所示，轉(zhuǎn)速50 r/min，沖刷劑為1.0～2.5 mm 直徑的石英砂顆粒，體積分?jǐn)?shù)5%的稀鹽酸酸性腐蝕液，在2，4，6，8，10，12，14，16，18 h 分別觀察稱重。

圖1 沖刷腐蝕磨損裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of erosion corrosion wear device

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖2 中a～d 分別對(duì)應(yīng)表2 工藝實(shí)驗(yàn)中高淬低回未復(fù)合冷處理、復(fù)合-11 ℃冷處理、復(fù)合-80 ℃冷處理及復(fù)合-196 ℃冷處理的顯微組織形貌。圖2a 未經(jīng)冷處理的基體以回火馬氏體和殘余奧氏體為主，奧氏體晶粒尺寸粗大，內(nèi)部存在少量針狀馬氏體，馬氏體間白亮色不規(guī)則基體為殘余奧氏體；塊狀和顆粒狀白亮色物質(zhì)分布于基體或晶界處，彌散分布細(xì)微顆粒較少，存在黑色無(wú)規(guī)則物質(zhì)。圖2b 經(jīng)-11 ℃冷處理后奧氏體晶粒尺寸較均勻，馬氏體組織稍有增加，殘余奧氏體的含量無(wú)明顯變化；與未冷處理的試樣相比，馬氏體及殘余奧氏體含量變化不大，仍有白亮色塊狀、條狀及顆粒狀物質(zhì)，黑色塊狀物質(zhì)尺寸減小。圖2c 經(jīng)-80 ℃冷處理后奧氏體晶界明顯，與圖2b 的試樣相比馬氏體含量增多，殘余奧氏體相對(duì)降低；在圖2b 中所出現(xiàn)的塊狀白亮色物質(zhì)數(shù)量及尺寸減小，彌散分布的細(xì)微顆粒增加；圖2c 中的黑色無(wú)規(guī)則物質(zhì)增多變大，仍存在與圖2b相似的顆粒狀物質(zhì)。圖2d 經(jīng)-196 ℃冷處理后存在大量的針狀馬氏體，與圖2a、2b、2c 相比圖2d 中試樣的馬氏體含量最多，殘余奧氏體含量最低，存在塊狀白亮色物質(zhì)，數(shù)量增加且尺寸變化不明顯，彌散分布的細(xì)微顆粒增加，仍存在黑色無(wú)規(guī)則物質(zhì)。

圖2 DC53 鋼不同溫度下冷處理后的組織Fig.2 The structure of DC53 steel after cold treatment at different temperatures

根據(jù)圖3 不同冷處理溫度下的XRD 譜可知未冷處理的物相主要是馬氏體、奧氏體、(Cr2.5Fe4.3Mo0.1)C3和(Cr，F(xiàn)e)7C3型碳化物，其碳化物類型主要為M7C3碳化物。

圖3 在不同冷處理溫度下的XRD 譜Fig.3 XRD analysis chart at different cold treatment temperatures

結(jié)合圖4 及表3 中EDS 能譜數(shù)據(jù)可知，圖4a 中箭頭1、2 即為塊狀白亮色物質(zhì)和嵌入在馬氏體上的顆粒物質(zhì)(Cr2.5Fe4.3Mo0.1)C3碳化物，箭頭3 即為嵌入在基體中的黑色塊狀物質(zhì)α-Fe 馬氏體，箭頭4 即為彌散分布的細(xì)微(Cr，F(xiàn)e)7C3型碳化物。圖4b 中箭頭1、2、3 即為粗大的無(wú)規(guī)則白亮色物質(zhì)(Cr2.5Fe4.3Mo0.1)C3碳化物，箭頭4 即為嵌入在基體中的黑色塊狀物質(zhì)α-Fe 馬氏體，箭頭5 即為彌散分布的細(xì)微(Cr，F(xiàn)e)7C3型碳化物。圖4c 中箭頭1、2 即為粗大的白亮色物質(zhì)和嵌入在缺陷里面的塊狀物質(zhì)(Cr2.5Fe4.3Mo0.1)C3碳化物，箭頭3 即為嵌入在基體中的黑色塊狀物質(zhì)α-Fe 馬氏體，箭頭4 即為彌散分布的細(xì)微(Cr，F(xiàn)e)7C3型碳化物。圖4d 箭頭1、2 即為粗大的無(wú)規(guī)則白亮色物質(zhì)和嵌入在缺陷里面的塊狀物質(zhì)(Cr2.5Fe4.3Mo0.1)C3碳化物，箭頭3 即為嵌入在基體中的黑色塊狀物質(zhì)α-Fe 馬氏體，箭頭4 即為彌散分布的細(xì)微(Cr，F(xiàn)e)7C3型碳化物。

圖4 不同溫度下冷處理30 min SEM 形貌Fig.4 SEM images of cold treatment at different temperatures

表3 不同冷處理溫度下的EDS 數(shù)據(jù)(原子分?jǐn)?shù)) %Table 3 EDS data at different cold treatment temperatures (atomic fraction) %

對(duì)比工藝0、1、2、3 處理后再在不同溫度冷處理的試樣的XRD 譜，將馬氏體與奧氏體特征峰及晶面指數(shù)標(biāo)注于圖上，如圖5 所示。

圖5 不同溫度冷處理后的馬氏體強(qiáng)峰標(biāo)注Fig.5 Marking of martensite peaks after cold treatment at different temperatures

通過(guò)尋峰和查找檢索衍射卡片出現(xiàn)有3 個(gè)馬氏體峰和2 個(gè)奧氏體峰，分別為(110)M、(200)M、(211)M、(200)A、(220)A，當(dāng)冷處理溫度為-196 ℃時(shí)，試樣未檢測(cè)到奧氏體峰，可能是奧氏體的含量低于5%，無(wú)法在XRD 衍射峰上展現(xiàn)出。衍射譜分析在不同冷處理溫度后試樣中的馬氏體強(qiáng)峰值變化如表4 所示，由圖5 可見(jiàn)試樣中馬氏體峰存在明顯的(110)擇優(yōu)取向，且冷處理后這種(110)擇優(yōu)取向逐步增強(qiáng)。冷處理-11 ℃、-80 ℃與未冷處理試樣中的馬氏體峰值相差不大，在-196 ℃冷處理后的馬氏體峰值有大幅度提高，結(jié)合微觀組織圖2，其馬氏體含量變化為:M(未處理) ＜M(-11 ℃)＜M(-80 ℃)＜M(-196 ℃)。馬氏體(110)衍射峰的標(biāo)準(zhǔn)2θ角為44.67°，表4 中所示各溫度下冷處理后的2θ均與標(biāo)準(zhǔn)值有偏差，由于晶格畸變或?qū)渝e(cuò)造成衍射譜的偏移，即微觀組織中會(huì)產(chǎn)生些許缺陷；另外組織晶粒的細(xì)化會(huì)促使衍射峰的寬化，即表4 中半寬高增大。

表4 冷處理溫度對(duì)馬氏體強(qiáng)峰值的影響Table 4 The influence of cold treatment temperature on the peak strength of martensite

2.2 熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)

進(jìn)一步通過(guò)Jmatpro 軟件計(jì)算近似表征試樣在不同冷處理工藝條件下物相及碳原子隨冷處理溫度變化的熱力學(xué)及動(dòng)力學(xué)條件。圖6 為物相組成隨冷處理溫度(-11 ℃、-80 ℃到-196 ℃冷處理)的變化情況，由圖6 可見(jiàn)冷處理并未改變物相析出種類，0 ℃以下殘余奧氏體含量少，碳化物類型主要為M7C3、M23C6型碳化物且以M7C3型為主；而圖7 中M7C3、M23C6型碳化物吉布斯自由能溫度關(guān)系圖進(jìn)一步表明，在冷處理溫度從-11 ℃到-196 ℃的過(guò)程中析出M7C3型碳化物的吉布斯自由能在數(shù)值上均相對(duì)M23C6型碳化物更負(fù)，相對(duì)更易生成，從熱力學(xué)上揭示碳化物類型以M7C3型為主，理論分析結(jié)果與實(shí)驗(yàn)EDS 分析結(jié)果一致。

圖6 相組成與溫度關(guān)系Fig.6 Relationship between phase composition and temperature

圖7 碳化物ΔG-T 圖Fig.7 Carbide ΔG-T diagram

圖8 揭示了C 原子在不同冷處理溫度條件(-11 ℃、-80 ℃及-196 ℃)下的偏摩爾勢(shì)能和活度與溫度的關(guān)系。

圖8 碳原子偏摩爾吉布斯自由能及活度Fig.8 Carbon atom activity and partial molar Gibbs free energy

由圖8 可見(jiàn)隨冷處理溫度的升高，碳原子偏摩爾吉布斯自由能逐漸增大并大于0，碳原子活度逐漸增大并大于1，即表明經(jīng)冷處理后碳原子動(dòng)力學(xué)條件壁壘逐漸增大，致使粒子擴(kuò)散受阻，增大碳化物析出阻力。綜上分析結(jié)合實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知溫度對(duì)碳化物的析出和馬氏體尺寸起了很大作用，-11 ℃條件下，驅(qū)動(dòng)力不足，碳化物析出較少，馬氏體組織較粗；溫度為-80 ℃，碳化物析出量最多，多為M7 C3 型碳化物；當(dāng)冷處理溫度為-196 ℃時(shí)，溫度過(guò)低碳原子運(yùn)動(dòng)困難，不容易形成碳化物，大部分固溶于馬氏體中。

2.3 硬度及沖擊韌性

圖9、圖10 所示為硬度和沖擊韌性測(cè)試結(jié)果，未經(jīng)冷處理試樣的硬度值57.1 HRC，沖擊吸收功3.2 J。-11 ℃冷處理時(shí)，試樣的硬度值57.8 HRC，沖擊吸收功4.1 J，相對(duì)于未冷處理的試樣，其硬度和韌性都略有提升，微觀組織中針狀馬氏體略微增加，殘余奧氏體含量變化較小，晶粒輕微細(xì)化，M7C3型碳化物含量增多引起了硬度和韌性的變化。冷處理溫度為-80 ℃時(shí)碳化物、馬氏體、殘余奧氏體相組成配合最合理，其硬度值59.6 HRC，沖擊吸收功9.2 J，微觀組織中針狀馬氏體含量進(jìn)一步增加，仍存在部分殘余奧氏體，此時(shí)奧氏體能與析出的M7C3型碳化物有效配合，使得硬度和韌性同時(shí)得到大幅度的提升，較未冷處試樣的沖擊韌性提高了1.875 倍，硬度提高了5%。冷處理溫度為-196 ℃時(shí)，其硬度值58.2 HRC，沖擊吸收功7.5 J，硬度和韌性得到改善，馬氏體以針狀形式大量存在，殘余奧氏體含量相對(duì)最低，M7C3型碳化物含量一定幅度提升。

圖9 硬度與冷處理溫度關(guān)系圖Fig.9 Relationship between hardness and cold treatment

圖10 沖擊功與冷處理溫度關(guān)系圖Fig.10 Relationship between impact energy and cold treatment

2.4 沖刷腐蝕磨損

沖刷腐蝕磨損結(jié)果如圖11 所示，沖刷18 h 后未冷處理的試樣磨損率為9.20 mg/cm2，冷處理-11 ℃時(shí)，磨損率增加至10.68 mg/cm2，相對(duì)磨損率提高了16%，結(jié)合微觀組織可見(jiàn)析出的M7C3型碳化物含量相對(duì)增加，但尺寸較為粗大且硬度無(wú)明顯變化，耐沖刷腐蝕磨損性能降低。冷處理-80 ℃時(shí)，沖刷18 h 后的磨損率為7.65 mg/cm2，沖刷腐蝕磨損性能最好，較未冷處理試樣的磨損率降低17%。當(dāng)冷處理為-196 ℃時(shí)，沖刷18 h 后的磨損率為8.24 mg/cm2，較未冷處理試樣的磨損率降低10%，經(jīng)冷處理后沖刷腐蝕磨損性能隨溫度的降低先升后降。

圖11 不同溫度下冷處理后的沖刷摩擦磨損柱狀圖Fig.11 The histogram of erosion，friction and wear after cold treatment at different temperatures

從含碳量的角度考慮，當(dāng)冷處理為-11 ℃時(shí)，碳大部分存于殘余奧氏體中；當(dāng)冷處理為-80 ℃時(shí)，馬氏體上析出大量的碳化物，多為M7C3型碳化物，耐腐蝕性強(qiáng)；當(dāng)冷處理為-196 ℃時(shí)，殘余奧氏體基本轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，碳固溶于馬氏體，析出M7C3型碳化物最少。含碳量較高的殘余奧氏體和馬氏體易被腐蝕，當(dāng)析出定量的M7C3型碳化物時(shí)能夠增強(qiáng)耐腐蝕性能。

3 結(jié) 論

DC53 冷作模具鋼經(jīng)高溫淬火(1 040 ℃)+ 低溫回火(200 ℃2 次)后進(jìn)行不同溫度下的冷處理，對(duì)其組織性能研究結(jié)果如下:

(1)冷處理溫度未改變物相析出種類，物相由馬氏體、奧氏體、(Cr2.5Fe4.3Mo0.1)C3和(Cr，F(xiàn)e)7C3型碳化物組成；溫度誘發(fā)的馬氏體擇優(yōu)取向、晶格畸變或?qū)渝e(cuò)逐步增強(qiáng)，-196 ℃時(shí)最為劇烈。

(2)冷處理溫度對(duì)碳化物的析出和馬氏體尺寸作用較大，-11 ℃條件下熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力不足，碳化物析出較少，馬氏體組織較粗；-80 ℃時(shí)碳化物析出最多，以M7C3型碳化物為主；-196 ℃時(shí)碳原子難以克服動(dòng)力學(xué)能壘，不易形成碳化物而固溶于馬氏體中。

(3)-80 ℃冷處理后試樣的組成相配合最佳，其硬度值59.6 HRC，沖擊吸收功9.2 J，較未冷處理試樣的硬度提升近5%，韌性提高1.875 倍；試樣沖刷18 h 后的磨損率為7.65 mg/cm2，相對(duì)沖刷腐蝕磨損性能提升近17%，沖刷腐蝕磨損性能隨溫度的降低而先升后降。