付莉莉 閔永安

（1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444；2.上海大學省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444）

4Cr5MoSiV鋼是典型的熱作模具鋼，廣泛應用于熱鍛模、壓鑄模和熱擠壓模等［1］。4Cr5MoSiV鋼線材不僅用作熱作模具系統(tǒng)的頂桿、沖頭和對接型芯等零件［2］，還應用在耐一定高溫的汽車零部件上，如噴油嘴等［3］。這類鋼線材含Cr、Mo、V等合金元素較多，凝固成型過程中容易形成嚴重的枝晶偏析和大塊共晶碳化物，鍛造和軋制后，枝晶偏析轉變?yōu)閹钇觯簿蓟锉Ａ舻交鼗馉顟B(tài)［4-5］。工業(yè)生產中，普遍采用電渣重熔、高溫擴散、大變形量熱加工等手段來控制凝固過程，進而減少偏析、抑制共晶碳化物的形成［6］。由于不同廠家的冶煉、熱加工、熱處理裝備與工藝水平的差異以及成本的控制，熱作模具鋼線材質量也參差不齊。目前，國內外對這類鋼壓鑄模塊的研究較多，但對其線材的研究并不多見。本文選取兩個有代表性的特鋼廠制造的熱作模具鋼線材為研究對象，從化學成分、冶金質量、微觀組織和力學性能等方面對其進行對比分析，為用戶的合理選材提供參考。

1 試驗材料及方法

A和B廠生產的退火態(tài)4Cr5MoSiV鋼線材，直徑分別為14.4和15.4 mm，相應編號為4Cr5MoSiV-A和4Cr5MoSiV-B（以下簡稱A鋼和B鋼）。

采用SPECTRO-MAX6型直讀光譜儀測定鋼的化學成分；使用HBS-3000型布氏硬度計測量鋼的硬度，試驗力為0.98 N；使用EPIPHOT300型金相顯微鏡和ZIESS-SUPRA55型掃描電子顯微鏡觀察鋼的微觀組織，并用Oxford能譜儀進行微區(qū)成分分析。

在兩種線材上取樣，進行1 020℃真空淬火+570℃回火處理，試樣硬度調整至48～50 HRC。調質后加工夏比V型缺口沖擊試樣各3根，在PTMS4600型沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗。使用掃描電子顯微鏡和能譜儀對沖擊斷口形貌和微觀組織進行觀察與分析。

2 試驗結果與分析

2.1 化學成分

A、B鋼的化學成分如表1所示。參照北美壓鑄協(xié)會標準NADCA＃207—2006［7］，A 鋼中主要元素含量在H13鋼成分范圍內，鉬含量略低于H13鋼的含量下限；B鋼中各元素含量符合H11鋼成分要求，鉻含量略低于H11鋼的含量下限。NADCA＃207標準普遍用于定義模具鋼的品質，對P、S的含量要求比較嚴格。A、B鋼的P、S含量均超過標準上限，A鋼中硫的質量分數較高，為0.019%，屬于低硫易切削鋼。B鋼含有一定量的由廢鋼冶煉帶入的Nb、Ti微合金元素。

表1 A、B鋼的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical compositions of steels A and B （mass fraction） %

2.2 原材料組織與性能

2.2.1 宏觀硬度

A、B鋼的硬度分別為227和233 HBW，均滿足NADCA＃207標準要求（≤235 HBW）。

2.2.2 微觀組織

A、B鋼線材的橫截面微觀組織如圖1（a，b）所示，鐵素體基體中分布著球狀碳化物。對照NADCA＃207 標準圖譜，如圖1（c，d）所示，兩種鋼的退火態(tài)組織整體比較均勻。A鋼中局部存在不規(guī)則的白色條塊狀區(qū)域，該區(qū)域內碳化物明顯少于其他區(qū)域，相比較B鋼中碳化物彌散程度更高、更細小。

圖1 A、B鋼的退火態(tài)組織Fig.1 As-annealed microstructures of steels A and B

2.3 非金屬夾雜物

依據GB／T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》對A、B鋼中夾雜物進行評級。A鋼中以A類硫化物夾雜為主，并伴有少量D類氧化物夾雜；B鋼中主要夾雜物為D類氧化物，如表2所示。A鋼中硫化物夾雜呈長條狀和紡錘狀，長度為10～40 μm，如圖2（a）所示；經能譜分析該夾雜物主要含Mn和S元素，為MnS夾雜（圖2（b，c））。B 鋼中有較多粒狀D類氧化物夾雜，如圖3（a）所示；夾雜物呈球狀和略帶棱角的塊狀，尺寸較?。▓D3（b，c）），含O、Al、Ca和Mg等元素，為鈣鋁酸鹽復合氧化物夾雜。

圖2 A鋼中典型夾雜物（a）及其能譜分析結果（b，c）Fig.2 Typical inclusions（a）in steel A and their energy spectrum analysis results（b）

圖3 B鋼中典型夾雜物（a）及其能譜分析結果（b，c）Fig.3 Typical inclusions（a）in steel B and their energy spectrum analysis results（b，c）

表2 A、B鋼中夾雜物評級Table 2 Grade of inclusions in steels A and B 級

2.4 帶狀偏析及共晶碳化物

A、B鋼線材邊緣與芯部均存在一定程度的帶狀偏析。A鋼邊緣偏析帶間距均勻，寬度約為15 μm，如圖4（a）所示；芯部偏析比較嚴重，偏析帶寬度不均勻，為20～100 μm，如圖4（b）所示。B鋼邊緣組織較為均勻，偏析帶不明顯，如圖4（c）所示；芯部可見明顯偏析帶，帶寬為10～40 μm，如圖4（d）所示。整體而言，越靠近芯部，偏析帶越寬、顏色也越深，偏析越嚴重；A鋼相較于B鋼的偏析程度更嚴重。

圖4 A、B鋼邊緣與芯部偏析帶Fig.4 Segregation bands at the edge and in the core of steels A and B

顯微硬度的均勻性在一定程度上可以表征材料組織的均勻性［8］。選取A、B鋼偏析更嚴重的中心區(qū)域，采用顯微硬度計在其橫截面上各測15個點，得到A、B 鋼的硬度分別為（244.7 ±9.3）和（242.1 ±7.2）HV0.1，微區(qū)硬度分布如圖5 所示。相較于A鋼，B鋼的低硬度值更多，結合圖4（b，d），B鋼偏析帶更窄且顏色更淺，淺色區(qū)域主要為低硬度的鐵素體；B鋼的硬度分布范圍和四分位距小于A鋼，硬度分布更均勻。

圖5 A、B鋼中心區(qū)域硬度分布Fig.5 Microhardness distributions in the center of steels A and B

A、B鋼偏析帶中均可見大塊共晶碳化物，如圖6（a）和圖7（a）所示。A 鋼中碳化物數量較多，尺寸較大；B鋼偏析程度更輕，偏析帶中碳化物數量相對較少，主要呈塊狀和細條狀。A鋼中以富V、Mo類共晶碳化物為主，呈棒狀，長度在10～30 μm，如圖6（b，c）所示；還有少量含Ti類共晶碳化物，呈塊狀，尺寸小于10 μm，如圖6（d）所示。B 鋼中主要為富Nb、Ti、V類共晶碳化物，根據圖7（b，d）能譜分析結果，碳化物中Nb質量分數約為10%，呈不規(guī)則多邊形；如圖7（c）所示，碳化物中Ti質量分數高達16%，呈紡錘狀，尺寸約10 μm。

圖6 A鋼中共晶碳化物及其能譜分析結果Fig.6 Eutectic carbides in steel A and their energy spectrum analysis results

圖7 B鋼中共晶碳化物及其能譜分析結果Fig.7 Eutectic carbides in steel B and their energy spectrum analysis results

帶狀偏析和偏析帶中的大塊共晶碳化物是熱作模具鋼的典型缺陷，退火態(tài)組織中這種缺陷更明顯，淬、回火也無法完全消除，并且會對鋼的力學性能造成一定影響［9］。相較于B鋼，A鋼中Cr和V等碳化物形成元素的含量更高，凝固過程中更容易形成枝晶偏析和共晶碳化物，偏析更嚴重。圖4中淺色區(qū)域為碳和合金元素的貧化帶，對應原鑄態(tài)組織中的枝晶臂，其中的碳化物分布較稀疏，顆粒細小，微區(qū)硬度低，所以偏析程度更小的B鋼的硬度分布范圍更小，組織均勻性更高［10］。深色區(qū)域為富集帶，對應原鑄態(tài)組織的枝晶間，有大塊共晶碳化物。

大量研究表明，鈮、鈦元素對熱作模具鋼凝固過程中共晶碳化物的析出行為有很大影響。不含Nb、Ti的H13鋼凝固時，富釩碳化物首先析出，其熱穩(wěn)定性不高，在合適溫度下保溫一定時間可以溶解；而含有Nb、Ti元素時，熱穩(wěn)定性高的富鈮、鈦（Nb，Ti）N 首先析出［11-13］。A 鋼中析出相主要為富V、Mo共晶碳化物以及少量含Ti碳化物。B鋼由于廢鋼冶煉含有一定量的Nb、Ti元素，形成富Nb、Ti、V 的共晶碳化物，尺寸可達10 μm，后期熱處理難以消除。雖然B鋼的偏析程度小于A鋼，但其析出的Nb、Ti碳化物不僅對材料的合金化效果產生影響，還嚴重危害鋼產品的質量［14］。

2.5 淬、回火組織與性能

2.5.1 微觀組織

A、B鋼淬、回火后的顯微組織均為馬氏體基體中彌散分布著二次碳化物，晶粒尺寸為10～20 μm，組織均勻，如圖8所示。相較于退火態(tài)組織，由于熱處理過程碳的重新分配，淬、回火鋼的局部偏析程度有所減輕。

圖8 A、B鋼淬、回火后的顯微組織Fig.8 Microstructures of steels A and B after quenching and tempering

2.5.2 力學性能

A、B鋼淬、回火后的硬度和沖擊吸收能量如圖9所示?？梢妰煞N鋼的硬度接近，都為49 HRC左右；A、B鋼的縱向沖擊吸收能量分別為16.3、18.9 J。

圖9 A、B鋼的硬度和室溫沖擊吸收能量Fig.9 Hardness and impact absorbed energy at room temperature for steels A and B

2.5.3 沖擊斷口

A、B鋼沖擊斷口的典型形貌如圖10所示。兩種鋼均屬于韌性斷裂，斷口有大量顯微微坑。一般在斷裂條件相同時，韌窩尺寸越大，材料的塑韌性越好［15］。B鋼的韌窩尺寸明顯大于A鋼，斷裂時需吸收的能量更高，與沖擊試驗的結果一致，B鋼的沖擊吸收能量大于A鋼，塑韌性更好。

圖10 A、B鋼沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphologies of steels A and B

兩種鋼的沖擊斷口均發(fā)現有大塊共晶碳化物和夾雜物，如圖11（a）和圖12（a）所示。根據能譜分析結果，A鋼中為富V、Mo共晶碳化物，B鋼中為富Nb、Ti、V共晶碳化物；A鋼斷口碳化物發(fā)生撕裂，尺寸大，沿其邊緣與基體分離；B鋼斷口碳化物已經碎裂，脆性更大。沖擊斷口的夾雜物呈圓形，能譜分析結果顯示A鋼中為MnS夾雜，圖11（b）中可見沿縱向分布的硫化物截面；B鋼中為鈣鋁酸鹽復合氧化物夾雜，略帶棱角，如圖12（b）所示。沖擊斷裂時，A鋼中硫化物夾雜的截面更小、更規(guī)則，斷裂需吸收的能量更小。

圖11 A鋼沖擊斷口的典型碳化物和夾雜物Fig.11 Typical carbides and inclusions on impact fracture of steel A

圖12 B鋼沖擊斷口的典型碳化物和夾雜物Fig.12 Typical carbides and inclusions on impact fracture of steel B

沖擊韌性是評估熱作模具鋼綜合性能的重要指標，夾雜物、帶狀組織、共晶碳化物對其均有影響［16］。大量研究表明，優(yōu)質熱作模具鋼的縱向沖擊吸收能量可達25 J以上［17］，而A、B鋼的縱向沖擊吸收能量僅為16～19 J。夾雜物的存在會破壞金屬基體的連續(xù)性，其成分、形態(tài)、尺寸和分布對材料的工藝性能均有顯著影響［18-20］。A鋼中雖然存在比較嚴重的帶狀組織和長條狀MnS夾雜，但都沿縱向分布，對橫向沖擊性能的降低影響比較顯著，對縱向沖擊性能影響不大，同時MnS還能改善鋼的切削性能［21-22］。A鋼合金元素含量高，成分偏析嚴重、組織均勻性差，并存在較多大塊共晶碳化物，是造成該鋼沖擊性能偏低的主要原因。B鋼在廢鋼冶煉過程中帶入一定量的Nb、Ti微合金元素，形成難以消除的富Nb、Ti共晶碳化物，脆性大，對鋼的力學性能不利［23］；鋼中鈣鋁酸鹽復合氧化物夾雜的硬度和熔點高，一定程度上也會降低沖擊性能。

3 結論

（1）A、B兩廠生產的4Cr5MoSiV熱作模具鋼線材的芯部都存在比較嚴重的帶狀偏析，且偏析帶中含有大塊共晶碳化物，A鋼的偏析程度大于B鋼。

（2）4Cr5MoSiV-A鋼為低硫易切削鋼，鋼中條狀MnS夾雜物和帶狀組織沿縱向分布，對縱向沖擊性能影響不大；合金元素含量高，成分偏析嚴重且含有較多大塊富V、Mo共晶碳化物，一定程度上降低了鋼的沖擊性能。

（3）4Cr5MoSiV-B鋼采用廢鋼冶煉，帶入的Nb、Ti元素形成難以消除的富Nb、Ti共晶碳化物，脆性大，同時含有較多熔點高且硬的鈣鋁酸鹽復合氧化物夾雜，對鋼的沖擊性能均有不利影響。