DC53冷作模具钢回火工艺的研究论文

 

　　关键词：冷作模具钢,回火,力学性能,第二类回火脆性

 

　　随着各种行业的飞速发展，冷作模具钢慢慢成为了一种应用广泛且需求量极高的钢材。在冷作模具钢中，DC53钢材作为一种新型冷作模具钢，是日本大同特殊钢公司基于SKD11钢的基础上改进得到的，具有优良的力学性能、良好的淬透性和抗回火软化性能。DC53钢淬回火后共晶碳化物尺寸较SKD11钢材中的大量未溶角状共晶碳化物小，且二次碳化物近球形，在冲击试验中，SKD11钢材断口出现较大的解理面积，而DC53钢材的冲击断口上的等轴韧窝分布密集，仅在局部范围内有河流花样。在对DC53模具钢加入一道预调质处理工序后，其回火性能会得到进一步的改善。与Cr12MoV相比，在低于常规温度的低温淬火、两次低温回火的热处理工艺后，在两种材料均保持了较高硬度（58HRC～60HRC）的情况下，DC53的冲击韧性是Cr12MoV的9倍之多。另外，DC53钢材较我国部分特殊钢厂生产出来的与之对应的国产钢（Cr8Mo2SiV）拥有更加优秀的回火后的冲击韧性，原因为DC53钢中的共晶碳化物分布较为均匀，并不会出现明显的易成为裂纹源的条带状碳化物，且进口DC53钢材中的残余奥氏体含量高于国产Cr8Mo2SiV，也提高了钢材的韧性。

 

　　一般高碳钢100℃的低温回火只会引起马氏体中的固溶碳原子的偏聚以及大量弥散ε-碳化物（Fe2.4C）的析出，成为阻碍位错运动的有效障碍，导致钢材的硬度稍微上升；200℃~300℃回火后，虽然残余奥氏体分解成为回火马氏体会导致硬度升高，但是马氏体大量分解又会致使硬度降低，两种回火行为最终会导致硬度缓慢下降；300℃以上回火后大量析出的ε-碳化物转变成渗碳体并聚集长大，导致硬度直线下降，同时，碳化物类型也会发生转变，并产生回火屈氏体。在400℃以上回火后，组织出现回火索氏体，其中的铁素体会再结晶，碳化物会继续长大。

 

　　目前，国内外有关DC53模具钢相关的学术文献较少，特别是在不同回火温度和不同回火次数后的性能相关的文献较为匮乏。本文选用DC53模具钢的淬火原材料作为研究对象，采用不同温度下的一次和二次回火处理，分析讨论DC53钢材在不同回火条件下的组织和性能差异。

 

 

　　试验材料为DC53模具钢，化学成分为0.83%C、0.68%Si、0.53%V、7.94%Cr、0.40%Mn、1.60%Mo、0.017%P、0.001%S、0.24%Ni和0.08%Cu。实验用钢交货状态为淬火态，淬火温度为1060℃,淬火介质为氩气。试样为10根直径39mm长度55mm的圆柱体，其中5根试样在200℃、300℃、400℃、500℃、550℃和600℃进行一次回火，回火保温时间统一为78min，另外5根试样进行等温二次回火，两次回火时间均为78min并随炉冷却。在常温下，采用MHRS-150PLUS型硬度计，对试样进行金属洛氏硬度试验，将所测硬度数据用格拉布斯准则筛选后取平均值，置信率a=0.95。在靠近圆柱体表面位置4个方向用线切割机床将试样加工为4个10mm×10mm×55mm的无缺口试样，在ZBC2302-D冲击试验机上进行，冲击能量为0.3kN·m，取4个无缺口试样的平均值。对冲击断口形貌采用JSM-6510型扫描电镜观察其断面；将冲击试样制备成金相试样，用体积分数为4%的硝酸酒精腐蚀后采用奥林巴斯GX71型光学显微镜观察显微组织；磨损试验在HSR-2M往复摩擦磨损试验机上进行，采用体积磨损作为耐磨性评价标准，对磨材料为4.763mm的陶瓷球，往复磨损加载载荷为26N，总长度20m。

 

 

　　DC53钢材经各温度一次回火后，硬度为61.0HRC（200℃)、59.2HRC（300℃)、58.5HRC（400℃)、59.9HRC（500℃)、58.3HRC（550℃)和48.7HRC（600℃)。经二次回火后硬度为60.4HRC（200℃)、59.1HRC（300℃)、57.3HRC（400℃)、60.5HRC（500℃)、56.1HRC（550℃)和46.8HRC（600℃)。随着回火温度的升高，DC53钢材的硬度呈下降趋势，但是在100℃-400℃回火时，硬度变化不大。在500℃回火后，硬度小幅度回升，在600℃回火后，硬度大幅下降。

 

　　试样在一次回火后冲击韧性分别为44.3J/cm2（200℃)、40.5J/cm2（300℃)、39.1J/cm2（400℃)、33.9J/cm2（500℃)、30.5J/cm2（550℃)和53.0J/cm2（600℃),二次回火后冲击韧性分别为44.5J/cm2（200℃)、42.2J/cm2（300℃)、39.1J/cm2（400℃)、30.7J/cm2（500℃)、36.4J/cm2（550℃)和63.2J/cm2（600℃),500℃和550℃高温回火后韧性降低，600℃高温回火后其韧性大幅上升，200℃~400℃回火后DC53钢材的韧性没有发生明显的变化。

 

 

　　2.2.1淬火态组织

 

　　实验用钢淬火后的显微组织为隐晶马氏体+残余奥氏体+碳化物。其中，隐晶马氏体的出现是由于实验用钢含碳量较高，极易形成同样含碳量较高的针状淬火马氏体，且原奥氏体借助多次循环加热冷却反复重结晶机制晶粒度较小。在淬火过程中首先形成的马氏体通常贯穿整个奥氏体晶粒且不会穿过晶界，而之后马氏体的继续形成将受到严重的限制而变得越来越小。若最先形成的最大尺寸的马氏体无法被光学显微镜观察到，即马氏体表现出隐晶状态。淬火态组织奥氏体晶界可见，这是因为共晶碳化物大量聚集在原奥氏体晶界上。除了晶界上大量分布的碳化物，基体上同样分布了许多细小的二次碳化物。除此之外，淬火态组织中还存在着少量大块状的碳化物，可能为含C和Cr较高的DC53钢材在液态凝固过程中所形成的原始的共晶碳化物。

 

　　2.2.2回火态碳化物

 

　　DC53钢材在200℃和300℃回火后，高碳马氏体单向分解，组织中碳原子富集区率先形成了片状碳化物核，已析出的碳化物可以从组织中较远的地方获得其他碳化物并结合，此时由于ε-碳化物的出现，回火后的钢材极易出现第一类回火脆性。但是，实验中所采用的DC53钢材在200℃和300℃回火后，没有出现较为明显的回火脆性，可能原因为，这些ε-碳化物没有完全分布在原奥氏体晶界上，故晶界的脆断强度并没有显著地下降。200℃和300℃回火后的DC53钢材硬度没有发生显著的变化，这是因为在马氏体分解的同时，残余奥氏体会继续转化成回火马氏体以补足降低的硬度。400℃回火后组织中的碳化物聚集程度开始增加，碳化物类型从ε-碳化物逐渐变成了ε-碳化物，此时，依旧有大量碳化物从基体中析出，回火后韧性和硬度均开始出现下降趋势。500℃以上回火后的组织，ε-碳化物大量聚集且呈带状分布趋势，韧性和硬度大幅下降。550℃和600℃回火后，组织中开始出现大块ε-碳化物，碳化物呈现明显的带状分布，虽然两者碳化物的形态和分布没有明显的变化，但550℃回火后冲击韧性大幅低于600℃回火后的冲击韧性，说明此时高温回火对于韧性的影响因素中，碳化物的存在并没有占主导地位。

 

　　2.2.3回火态晶界

 

　　在200℃、300℃和400℃回火组织中，经硝酸酒精腐蚀后均出现了明显的晶界，这是因为在低温和中温回火中，含碳量较高的马氏体会不停地析出碳化物，部分碳化物存在于原奥氏体晶界中。而500℃回火组织中的晶界的出现可能并不只是因为碳化物的存在，结合冲击韧性测试结果和DC53钢材的高Cr化学成分，极有可能在500℃回火后，DC53钢材出现了第二类回火脆性。虽然第二类回火脆性原因如今依旧有许多不同的说法，且一直未得到彻底澄清，但是较为主流的晶界偏聚机制是符合本实验测试结果的。许多非金属元素或低熔点金属元素如钢中P、S、Sn等会向原奥氏体晶界扩散偏聚，形成类似例如FeS和Fe3P化合物的结构，此时晶界中杂质浓度可达到百分之几，而正常钢中有害杂质浓度只有十万分之几或万分之几。通常在快速冷却的条件下，由于原子没有足够的时间进行定向扩散，晶界处杂质偏聚的现象会被避免。而随炉慢冷的情况下，原子有足够的时间偏聚在晶界处造成第二类回火脆性。钢材中Cr元素的存在会加剧钢中微量杂质元素的这种扩散偏聚，导致更加严重的晶界脆化而使韧性降低。通常在高于600℃的回火温度下，P的偏聚现象会被有效减少。在本试验600℃的回火组织中，腐蚀后的晶界已严重淡化，因为600℃的回火温度已经越过了第二类回火脆性中原奥氏体晶界偏聚温度，故DC53钢材在600℃回火后韧性大幅度上升。

 

　　2.2.4等温二次回火

 

　　500℃以下等温二次回火后，DC53钢材的硬度和冲击韧性没有发生变化，550℃二次回火后，硬度较初次回火小幅度降低，而冲击韧性上升，此试验结果与2.2.3中提到的晶界偏聚机制产生了一定的矛盾，因为这种机制认为，慢冷回火产生的脆性可以通过再回火后快速冷却消除，而重新回火后缓慢随炉冷却又会再次出现第二类回火脆性。即便等温二次回火时偏聚的杂质重新进入基体，但在第二次回火慢冷过程中杂质依旧会偏聚在晶界处。本试验中550℃等温二次回火后韧性上升的原因可能为此温度二次回火慢冷消除了较多因淬火产生的内应力，消弱了第二类回火脆性对钢材的影响。600℃二次回火后，较初次回火而言硬度依旧小幅度降低，而韧性提升幅度则较大，原因为等温二次回火彻底消除了因淬火产生的内应力，且600℃的回火温度已经越过了第二类回火脆性中的偏聚温度。

 

 

　　DC53钢材的冲击断口上以放射区为主，冲击过程中均以一个面积较大的切唇区收尾。600℃回火后的冲击断口相比于其他回火温度的冲击断口呈现更为均匀的放射条纹，并铺满了除开切唇区以外的整个断口，在放射状条纹的收敛点出现了一定的纤维状区域，这与冲击韧性的测试结果相符合。

 

　　冲击断口中隐约可见准解理断裂的特征，断裂面由较为平直的河流状解理面加凹凸的韧窝组成，并伴有撕裂面的存在。相较于550℃以下回火后的断面，600℃回火后的冲击断面上存在更多的韧窝。

 

 

　　DC53钢材一次回火后在往复磨损试验中磨损体积为0.0226mm3（200℃)、0.0202mm3（300℃)、0.0248mm3（400℃)、0.0242mm3（500℃)、0.0221mm3（550℃)和0.0411mm3（600℃)。二次回火后磨损体积分别为0.0243mm3（200℃)、0.0160mm3（300℃)、　0.0165mm3（400℃)、0.0171mm3（500℃)、0.0203mm3（550℃)和0.0343mm3（600℃)。200℃-550℃一次回火后DC53的耐磨性没有发生明显的变化，当回火温度升至600℃,DC53耐磨性明显降低。二次回火后DC53的耐磨性随回火温度的变化趋势与一次回火后接近，但是等温二次回火明显提高了DC53的耐磨性。仅在200℃二次回火后，DC53的耐磨性没有发生较大的变化。

 

　　在加载载荷为26N摩擦距离为20m的相同试验条件下，550℃以下回火后材料表面有较细的犁沟，磨损机理为磨粒磨损，但表面并没有明显的磨屑。600℃回火后材料表面同时出现了明显的犁沟和体积较大的磨屑。虽然不同回火温度下DC53钢材的磨损机理均为磨粒磨损，但是600℃回火后磨损量较其他温度明显提高，且磨损表面形貌更符合磨粒磨损特征，原因为600℃回火后材料硬度大幅度下降，而硬度是表征材料抗磨粒磨损性能的主要参数。

 

 

　　DC53钢材经550℃及以下回火后硬度没有明显变化，600℃回火硬度大幅降低。低温回火后DC53钢材没有出现第一类回火脆性，可能原因为ε-碳化物没有完全分布在原奥氏体晶界上，晶界脆断强度并没有大幅降低。500℃和550℃回火后DC53钢材出现了第二类回火脆性，DC53钢材含Cr量较高，很可能与晶界偏聚有关。600℃回火后韧性大幅度上升，因为回火温度已经越过了第二类回火脆性中原奥氏体晶界偏聚温度。550℃二次回火后，冲击韧性有一定幅度的上升，600℃二次回火后，上升幅度更大，等温二次回火可以有效地消除因淬火产生的内应力。DC53钢材冲击断口表现出准解理断裂的特征，600℃回火后断面上存在更多的韧窝。经200℃~550℃回火后DC53钢材耐磨性不会发生明显的变化，当回火温度升至600℃,耐磨性明显降低。等温二次回火能明显提高DC53的耐磨性。