文／王九花，元亞莎，常亞瓊，李 潔·洛陽中重鑄鍛有限責任公司，中信重工機械股份有限公司，智能礦山重型裝備全國重點實驗室

熱作模具鋼在使用過程中受力復雜，經(jīng)常承受急冷急熱的溫度變化和外加應力，易產(chǎn)生熱疲勞、熱磨損和開裂等失效，這對熱作模具鋼材料提出嚴格的要求，要求其同時具備高熱強性和韌性、良好的耐磨性、高熱疲勞強度、良好的抗氧化性及導熱性等優(yōu)異性能。DAC55 是在DAC(SKD61)材料基礎上改良而成的優(yōu)質熱作模具鋼，在保留DAC 材料優(yōu)點的同時，也具有更好的耐熱裂性，這主要是因為其成分具有低硅高鉬的特點，可以推遲高溫穩(wěn)定性較好的MC 型碳化物向穩(wěn)定性較差的M23C6型碳化物的轉變。由于具有良好的高溫強度、韌性和耐熱平衡性，DAC55 被廣泛應用于壓鑄模具、大型壓鑄模、高性能壓鑄模、擠壓模等熱作模具范圍。

鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線(CCT 曲線)，可反映在連續(xù)冷卻條件下過冷奧氏體的轉變規(guī)律，能清晰得出在不同冷卻速度下，鋼的相變轉變點、相變轉變后組織的變化規(guī)律，是分析轉變產(chǎn)物組織與性能的依據(jù)，同時也是制定鋼的合理熱處理工藝的重要依據(jù)。目前，DAC55 熱作模具鋼注重熱處理工藝和摩擦磨損方面的研究，關于連續(xù)冷卻轉變的相關研究較少。因此，為了使該材料在熱處理過程中獲得預期的組織與性能，有必要測定其CCT 曲線，分析在連續(xù)冷卻過程的相變規(guī)律，為該材料后續(xù)理論研究和實際生產(chǎn)提供數(shù)據(jù)參考。

本研究采用Formaster-FII 相變儀測試了DAC55熱作模具鋼在連續(xù)冷卻過程中的膨脹特性，研究了不同冷速下試驗材料的相變規(guī)律，并結合微觀組織和硬度特征，繪制了試驗材料的連續(xù)冷卻轉變曲線。結果表明：DAC55 相變點Ac1為796℃，Ac3為884℃；在連續(xù)冷卻(0.03℃/s ～5℃/s)過程中，DAC55 鋼主要是貝氏體和馬氏體轉變，無鐵素體和珠光體轉變；當冷卻速度小于0.3℃/s 時，試樣組織主要為貝氏體；當冷卻速度在0.3℃/s ～1.0℃/s 之間時，試樣組織為貝氏體和馬氏體的混合組織；當冷卻速度大于1.0℃/s 時，試樣全部為馬氏體組織。

試驗材料及方法

本試驗采用的DAC55 熱作模具鋼原始態(tài)為球化退火組織，硬度為196HBW，試樣化學成分如表1所示。

利用Formastor-FII 相變儀測定DAC55 熱作模具鋼在冷卻過程中的相變規(guī)律。試樣尺寸規(guī)格為φ3mm×10mm，試樣一端加工有φ2mm×2mm盲孔，便于在盲孔內(nèi)焊接熱電偶、測量試樣的膨脹量，為防止試樣表面氧化，采取真空保護措施。試樣奧氏體化溫度為1050℃，保溫時間為20min，以0.03℃/s ～5℃/s 的冷速冷卻至30℃，然后結束試驗。相變臨界點溫度按照YB/T 5127-1993《鋼的臨界點測定方法(膨脹法)》進行測定。

相變測試完成后，將試樣鑲嵌并進行機械拋光，采用4%的硝酸酒精溶液組織不易腐蝕，因此采用一定比例的氯化鐵溶液與鹽酸混合液進行腐蝕，之后在ZEISS 倒置式光學顯微鏡下觀察試樣顯微組織，并采用華銀數(shù)顯小負荷維氏硬度計檢測相變試樣顯微硬度，加載砝碼為2kg，保持時間為10s。根據(jù)溫度-膨脹量曲線確定相變溫度，輔以硬度法確定轉變產(chǎn)物，結合顯微組織繪制DAC55 熱作模具鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線(CCT 曲線)。

試驗結果與分析

微觀組織

DAC55熱作模具鋼經(jīng)不同冷卻速度處理后的顯微組織如圖1所示。從圖中可以看到，在冷速0.03℃/s～5℃/s 過程中，試樣由貝氏體(B)逐漸轉變?yōu)轳R氏體(M)和貝氏體的混合組織，最后完全為馬氏體。當冷卻速度為0.03℃/s ～0.3℃/s 時，試樣中只有貝氏體組織，但隨著冷速的增加，貝氏體類型由羽毛狀貝氏體(圖1(a))轉變?yōu)獒槧钬愂象w(圖1(b) ～(e))，同時在基體上有彌散分布的碳化物顆粒，隨著冷速增加，基體中碳化物的含量逐漸減少；當冷卻速度為0.3℃/s ～1.0℃/s 時，試樣中存在貝氏體和馬氏體混合組織，隨著冷速的增加，馬氏體組織轉變量逐漸增加；當冷卻的速度＞1.0℃/s 時，試樣中完全為馬氏體組織，組織類型為板條狀馬氏體和“隱晶”馬氏體，這是一種在板條狀馬氏體基體上分布著未溶殘留碳化物的整合組織。從顯微組織圖中可以看出，DAC55熱作模具鋼在以上連續(xù)冷卻過程中只有貝氏體或馬氏體組織，沒有鐵素體和珠光體，這主要是因為試驗鋼中加入了較多含量的Cr、Mo、V、Ni 等合金元素，這些元素強烈地提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，有效延長了鐵素體和珠光體轉變孕育期，從而顯著推遲過冷奧氏體向鐵素體和珠光體轉變。

圖1 不同冷速下DAC55 熱作模具鋼的顯微組織

圖2 冷卻速度對DAC55 熱作模具鋼硬度的影響

相變試樣硬度

卻速度在0.3℃/s ～1.0℃/s 時，試樣由貝氏體與馬氏體組成，硬度從618HV2 增加至636HV2；冷卻速度大于1.0℃/s 時，組織完全為馬氏體，硬度為636HV2～663HV2。完全馬氏體轉變后試樣硬度依然增加，這是因為隨著冷速提高，試樣在高溫區(qū)停留時間較短，碳原子在缺陷處偏聚形成對位錯起釘扎作用的淬火空位和“碳原子氣團”，奧氏體轉變困難，從而增加了母相的硬度。

CCT 曲線

根據(jù)切線法測定熱膨脹曲線中相轉變溫度點，得出DAC55 熱作模具鋼的相變溫度Ac1為796℃，Ac3為884℃。結合DAC55 試樣的顯微組織、顯微硬度和相變溫度，繪制其CCT 曲線，如圖3 所示。從CCT 曲線可以看出，在試驗冷卻速度范圍內(nèi)，試驗鋼只有貝氏體或馬氏體相變，無鐵素體和珠光體相變。當冷卻速度小于0.3℃/s 時，相變方式完全為貝氏體轉變；當冷卻速度在0.3℃/s ～1.0℃/s 時，相變方式為貝氏體和馬氏體混合轉變；當冷卻速度大于1.0℃/s 時，相變方式為馬氏體轉變。因此從CCT曲線和組織得出DAC55 熱作模具鋼的馬氏體組織轉變臨界冷卻速度是1.0℃/s。

圖3 DAC55 熱作模具鋼的CCT 曲線

在試驗冷卻速度范圍內(nèi)，試驗鋼中無鐵素體和珠光體相變，這主要是因為鋼中Cr、Mo、V、Ni 等合金元素提高了C 的擴散激活能，降低了組織中C 的擴散速度，延緩了奧氏體的分解、擴散過程，提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，從而阻止奧氏體向鐵素體、珠光體組織的轉變，同時鐵素體的形成比較依賴原子的擴散速度，珠光體的形成依賴于高溫鐵素體的析出，而鋼中合金元素的存在降低了碳原子的擴散速度，因此避免了DAC55 中鐵素體-珠光體組織的相變。所以隨著冷速的增加，試樣組織由完全貝氏體轉變逐漸轉變?yōu)轳R氏體與貝氏體混合轉變，達到一定冷速后完全為馬氏體轉變。

與壓鑄用模具鋼4Cr5Mo2V 的CCT 曲線相比，兩種材料均無鐵素體和珠光體轉變，但DAC55 鋼的CCT 曲線貝氏體轉變區(qū)較大，整體曲線左移。兩種模具鋼材料合金成分含量相近，但DAC55 中加入了0.52%的Co 元素，Co 元素降低過冷奧氏體的穩(wěn)定性，導致試驗鋼的CCT 曲線相對4Cr5Mo2V 鋼左移。與H13 鋼的CCT 曲線相比，DAC55 鋼無珠光體轉變區(qū)，但兩者貝氏體轉變區(qū)和馬氏體轉變區(qū)一致，這是因為兩者成分的差異，DAC55鋼中Mo含量為2.06%，H13 鋼中的Mo 含量為1.44%，Mo 元素可以顯著推遲過冷奧氏體向珠光體的轉變，僅0.5%的Mo 就可以使珠光體轉變孕育期從10s 推遲到10000s，這也是造成DAC55 鋼組織中未發(fā)現(xiàn)珠光體的主要原因。

結論

⑴DAC55 熱作模具鋼的相變溫度Ac1為796℃，Ac3為884℃，馬氏體組織轉變臨界冷卻速度為1.0℃/s。

⑵在 連 續(xù) 冷 卻(0.03 ℃/s ～5 ℃/s) 過 程 中，DAC55 鋼的相變產(chǎn)物為貝氏體和馬氏體，不發(fā)生鐵素體和珠光體轉變。冷速小于0.3℃/s 時，試樣組織主要為針狀貝氏體，硬度范圍459HV2 ～618HV2；冷速在0.3℃/s ～1.0℃/s 時，試樣組織為貝氏體和馬氏體混合組織，硬度范圍618HV2 ～636HV2；冷速大于1.0℃/s 時，試樣組織為板條狀馬氏體和“隱晶”馬氏體，硬度范圍636HV2 ～663HV2。

⑶與壓鑄用模具鋼4Cr5Mo2V鋼CCT曲線相比，DAC55 鋼貝氏體轉變區(qū)較大，整體曲線左移；與H13鋼CCT 曲線相比，DAC55 鋼無珠光體轉變區(qū)，但二者貝氏體轉變區(qū)和馬氏體轉變區(qū)一致，這主要是由合金元素Co 和Mo 含量不同所導致的。