乘用車用新型冷作模具鋼Cr8真空氣淬后的組織與性能

元 莎， 周樂育， 蔣 鵬， 張建波， 陳 浩

(北京機電研究所有限公司， 北京 100083)

隨著人們對汽車需求日益增多，汽車行業快速發展，對汽車模具的需求也越來越多[1-3]。傳統的Cr12冷作模具鋼硬度較高，韌性較差，在使用過程中容易開裂，補焊之后，更容易造成二次開裂，亟需開發新型Cr8冷作模具鋼[4]。國內開發的Cr8冷作模具鋼材料韌性不足，在使用過程中易開裂，模具壽命不高，很多企業從國外進口鋼材，材料費用是國內材料的3倍左右，增加了企業的成本，使國內企業與國外汽車行業競爭力度下降[5]。上海某公司根據國家提出的“十三五”規劃，優化材料成分，研究材料生產工藝流程，開發了新型Cr8型冷作模具鋼，并替代國外進口材料，降低了企業生產成本。

本文選取國外KD11max冷作模具鋼與本試驗設計的新型HNC53冷作模具鋼進行真空淬火之后的組織和性能對比分析，研究材料從原始狀態到熱處理過程碳化物的演變規律，及回火溫度對材料硬度和韌性的影響。

1 試驗材料及方法

試驗材料的化學成分如表1所示。從表1中可以看出，兩種材料均為鍛材Cr8型冷作模具鋼，HNC53鋼中Mo含量比KD11max鋼的高1.09%(質量分數，下同)，V含量高0.7%；KD11max鋼含Si、Mn、S較高，與HNC53鋼相比，Si含量高0.55%，Mn含量高0.26%，S含量高0.07%。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

試驗材料在真空爐中于1030 ℃下真空淬火處理2 h，在N2保護中自然冷卻。然后進行高溫520 ℃和低溫200 ℃回火處理。從原材料切取3塊10 mm×10 mm ×10 mm的試樣，經研磨、拋光、用4%(體積分數)的硝酸酒精溶液侵蝕后，用光學顯微鏡觀察大顆粒狀碳化物，用掃描電鏡觀察組織中小顆粒狀碳化物。材料按GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》分別取3個55 mm×10 mm×10 mm沖擊試樣，進行U型缺口沖擊性能測定。用TH300洛氏硬度計測試試驗鋼的硬度。

2 試驗結果與討論

2.1 原材料顯微組織與SEM分析

原材料的顯微組織如圖1所示，HNC53鋼和KD11max鋼的組織均為球狀珠光體和大塊狀共晶碳化物，HNC53鋼的大塊狀共晶碳化物體積分數與KD11max鋼的相近，且顆粒相對較小；小顆粒狀碳化物類似球形且均勻分布在基體中，尺寸為0.5～1 μm。KD11max鋼的大塊狀共晶碳化顆粒較大，基體中細小碳化物分布不均勻，且顆粒尺寸差異明顯。對兩種Cr8鋼的原材料進行洛氏硬度測試，硬度值在20 HRC左右。HNC53鋼與KD11max鋼的原材料硬度基本一致，能達到材料的原始狀態硬度要求。

圖1 試驗鋼的原始顯微組織Fig.1 Original microstructure of the tested steels(a，c) HNC53； (b，d) KD11max

2.2 回火后顯微組織

HNC53鋼與KD11max鋼分別在高溫520 ℃和低溫200 ℃回火之后的顯微組織如圖2所示。由圖2可知，回火處理后，HNC53鋼和KD11max鋼的組織為馬氏體、大顆粒狀共晶碳化物及納米級二次碳化物；與原材料相比，兩種Cr8鋼回火之后大塊狀共晶碳化物都減少；基體中碳化物組織為M7C3型，主要合金元素是Cr，含少量的Mo、V等。M7C3型的碳化物能提高Cr8鋼的耐磨性，延長模具使用壽命。HNC53鋼和KD11max鋼分別在高溫520 ℃和低溫200 ℃回火后，大塊狀共晶碳化物顆粒大小及體積占比無明顯差異。在回火過程中，碳化物通過重組或者形核長大生成，這兩種方式都是經過擴散完成，溫度較低時，擴散速度較慢，碳化物析出較少；隨著回火溫度逐漸升高，原子擴散速度加快，碳化物析出較多且顆粒較大[6]。因此，低溫200 ℃回火時，碳化物析出較少且顆粒小；高溫520 ℃回火時，碳化物析出較多且有納米級二次碳化物析出，可增加材料硬度，促進材料在高溫520 ℃回火后出現二次硬化現象[7]。

圖2 HNC53鋼(a, c)和KD11max鋼(b, d)經不同溫度回火后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the HNC53 steel(a, c) and the KD11max steel(b, d) tempered at different temperatures (a,b) 200 ℃; (c,d) 520 ℃

2.3 掃描電鏡分析

試驗鋼分別經200 ℃和520 ℃回火后的SEM圖片如圖3所示。由圖3可知，HNC53鋼和KD11max鋼回火后的組織為馬氏體，SEM圖片中黑色是大塊狀共晶碳化物，材料在高溫520 ℃回火后，在馬氏體基體上析出均勻彌散的納米級小顆粒碳化物(如圖3中小白點所示)；從圖3(a，b)可知，200 ℃回火后，納米級顆粒碳化物析出較少且分布不均勻。

圖3 HNC53鋼(a, c)和KD11max鋼(b, d)經不同溫度回火后的SEM照片Fig.3 SEM images of the HNC53 steel(a, c) and the KD11max steel(b, d) tempered at different temperatures (a,b) 200 ℃; (c,d) 520 ℃

由3(c)可知，高溫520 ℃回火后HNC53鋼中二次析出的小顆粒納米級碳化物較多；HNC53鋼Mo含量較高，高溫回火后材料中析出的碳化物顆粒較細，可促進材料二次硬化。

2.4 力學性能分析

圖4為試驗鋼的硬度及沖擊吸收能量對比，可知HNC53鋼和KD11max鋼在高溫520 ℃回火后都出現了二次硬化現象。由圖4(b)可知，KD11max和HNC53鋼原始狀態沖擊性能較好，在回火后沖擊吸收能量下降，在520 ℃回火出現二次硬化現象時，材料沖擊吸收能量更低。由表1化學成分可知，HNC53鋼Mo和V含量高，可減少液析碳化物的偏析程度，使碳化物形狀盡量規則、圓整；Mo含量的增加對材料的二次硬化起到促進作用，由于Mo能降低合金固溶度，增加材料二次硬化碳化物數量，促進析出較多納米級二次碳化物顆粒且均勻彌散在基體表面[8-10]；另外，Mo能提高材料Ac1和Ac3點溫度，相同條件下淬火，鋼中Mo含量較多時，碳化物溶解較少，殘留奧氏體在高溫回火時，轉變溫度越高，回火過程中析出合金化合物越多，促進了奧氏體的轉變，使奧氏體含量減少，促進了材料的二次硬化[11]。從圖4(b)可知，與520 ℃回火相比，200 ℃回火后試驗鋼的沖擊吸收能量較好。由于試驗鋼在200 ℃回火時，基體馬氏體韌性下降，試驗鋼中殘留奧氏體開始轉變，隨著溫度升高其含量降低，材料韌性下降[12-13]。HNC53鋼和KD11max鋼在520 ℃回火時，大量碳化物M23C6和M7C3在晶界析出，并發生粗化，殘留奧氏體的轉變增加，材料韌性進一步下降，因此，材料在二次硬化時沖擊吸收能量更低[14]。

圖4 試驗鋼的硬度(a)和沖擊吸收能量(b)Fig.4 Hardness(a) and impact absorbed energy(b) of the tested steels

3 結論

1) HNC53鋼和KD11max鋼原材料組織為球狀珠光體和大塊狀共晶碳化物；材料經過真空淬火和高低溫回火后，組織為馬氏體、大塊共晶碳化物和小顆粒二次碳化物。

2) 兩種材料經過真空淬火和回火后，硬度都在60 HRC以上；520 ℃高溫回火后材料出現二次硬化現象，硬度較高。

3) 在520 ℃高溫回火后，HNC53鋼和KD11max鋼的沖擊性能都較好，國產HNC53鋼的性能達到國外進口材料水平，可以替代國外材料，大大降低國內Cr8鋼冷作模具成本。