楊典典，劉志學，劉元元，程巨強，堅增運

(西安工業(yè)大學 陜西光電功能材料與器件重點試驗室，陜西西安 710032)

隨著高分子學科和石油化工工業(yè)的迅猛發(fā)展，塑料產品的生產量迅速增加，塑料制品在工業(yè)及日常生活中的應用越來越廣泛，目前，塑料已經和鋼鐵、木材、水泥一起構成現(xiàn)代社會的四大基礎材料[1,2]。塑料制品的模具成型需求量的增大，促進了模具工業(yè)的發(fā)展，塑料模具已向精密化、大型化和多腔化的方向發(fā)展。塑料模具較高的工作溫度、較大的成型壓力、材料與模具表面的磨損、對模具表面形成的腐蝕、以及工作時對模具可能造成的沖擊和碰撞等因素，都會影響到塑料模具的精度和壽命，造成塑料模具的失效，其主要失效形式為表面磨損、變形和斷裂三種[3,4]，因此，具有良好的力學性能和耐磨性是塑料模具鋼的基本性能要求之一。塑料模具鋼根據(jù)化學成分和熱處理工藝的不同，大致可以分為滲碳鋼、調制鋼、預硬化鋼、高碳鋼、耐腐蝕鋼、時效硬化鋼6大類[5]，目前，我國已基本形成較完整的模具鋼鋼種體系，并修訂了最新的國家標準 GB/T1299－2014《工模具鋼》[2]，新標準中推薦的塑料模具鋼21種。但在塑料模具市場不斷擴張的情況下，與之配套的塑料模具鋼市場卻存在多重挑戰(zhàn)，問題之一就是國產低端塑料模具鋼產品的惡性價格競爭，而同類高品質產品卻嚴重依賴進口，部分高端進口模具鋼價格高于國產產品價格數(shù)倍。因此，研發(fā)高性能的塑料模具鋼具有重要的意義。課題組根據(jù)塑料模具鋼的使用要求、工況和合金元素在鋼中的作用，自主研制了一種新型塑料模具鋼，研究了不同正火工藝對該材料組織和性能的影響，為該材料的實際應用奠定基礎。

1 試驗材料和過程

試驗材料為自主設計的新型塑料模具鋼35CrMnSiMoNi，具體設計成分見表1。采用0.5t酸性爐襯中頻感應電爐冶煉，爐料采用Q235廢鋼、各種中間合金和電解鎳，具體熔化工藝為：熔清廢鋼、爐前成分分析、預脫氧、加入中間合金調整鋼液成分、終脫氧，采用由稀土硅鐵、鈦鐵和釩鐵組成的復合變質劑，沖包進行變質處理，鋼包預熱溫度為500～700℃，靜置后進行澆注，澆注溫度1520～1560℃，澆注成?300mm的圓柱型鑄錠，對鑄錠進行電渣重熔后鍛造成300mm×300mm×60mm的模具坯，性能測試試樣取自于模具坯，線切割后分別加工成截面?6mm的標準短拉伸試樣和10mm×10mm×55mm的標準沖擊試樣，沖擊試樣熱處理后開U型缺口。熱處理過程：（1）不同正 火 處 理 溫 度 分 別 為 ：860℃ 、880℃ 、900℃ 、920℃、960℃、1000℃和 1040℃，為避免氧化脫碳，正火處理時采用保護液覆蓋保護，正火處理后，試樣統(tǒng)一進行250℃×2h的回火處理；（2）920℃奧氏體化，分別保溫 0.5h、1h、2h、4h 和 6h后正火，試樣統(tǒng)一進行250℃×2h的回火處理。用CMT5105A型萬能材料試驗機進行拉伸試驗，用JB-30型擺錘式沖擊試驗機進行沖擊韌度試驗，硬度采用HRC150型洛氏硬度計測試。采用EPIHOT300型金相顯微鏡觀察組織變化（4%的硝酸酒精溶液腐蝕），采用LabX XRD-6000型 X射線衍射儀對材料中的各種組織進行物相分析，組織中殘余奧氏體含量的測試根據(jù)ASTM E975-03 進行，奧氏體晶面取 （200）、（220）和（311），鐵素體晶面?。?00）和（211）。

表1 試驗材料的設計成分 ωB/%

圖1 不同溫度正火熱處理后試驗材料的組織

1.1 不同熱處理溫度對試驗材料組織的影響

圖1是不同溫度正火熱處理后試驗材料的組織，由圖可以看出，860℃和900℃正火處理后，材料的組織主要由板條狀貝氏體和粒狀貝氏體組成，隨正火溫度的升高，組織中的板條狀貝氏體數(shù)量增多，粒狀貝氏體數(shù)量減少，860℃正火處理后的組織中粒狀貝氏體的比例相對較高，900℃正火處理后，組織中主要是板條狀貝氏體，粒狀貝氏體組織的數(shù)量明顯減少。圖1c是920℃正火處理后試驗材料的組織，主要是板條狀貝氏體組織，圖2是920℃正火熱處理后的XRD衍射圖譜，可以看出組織中只有鐵素體峰和奧氏體峰，沒有碳化物存在，屬于無碳化物貝氏體組織，根據(jù)XRD衍射圖譜計算出920℃正火處理后，組織殘余奧氏體的量為19.5%；在該組織中，殘余奧氏體是以薄膜狀分布在貝氏體鐵素板條之間或之上，貝氏體鐵素板條的亞結構是高密度的位錯，板條間距明顯大于馬氏體板條[6]。960～1040℃正火處理后，材料的組織主要由板條狀貝氏體組成，由圖可以看出，隨正火溫度的升高，貝氏體板條的寬度減小，長度增加，貝氏體板條束的尺寸增大。

圖2 920℃正火熱處理后的XRD衍射圖譜

表2 不同溫度正火處理對試驗材料性能的影響

表3 不同正火保溫時間對試驗材料性能的影響

圖3是920℃奧氏體化、不同時間保溫后正火對材料組織的影響，由圖可以看出，不同時間保溫、正火處理后，試驗材料的組織為無碳化貝氏體組織，主要由貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成，隨保溫時間的延長，貝氏體板條束的位向明顯、尺寸增大，板條寬度減小，長度明顯增大，組織的均勻性提高。

1.2 不同正火工藝對試驗材料性能的影響

表2是不同溫度正火熱處理后試驗材料的性能，由表可以看出，隨正火溫度的升高，材料的硬度、抗拉強度和沖擊韌度均呈先升高后降低的變化趨勢。860℃正火處理后，材料的硬度和抗拉強度均較低，具體為硬度47.3HRC和抗拉強度1477.6MPa；880～920℃正火處理后，材料的硬度相對較高且變化范圍較小，具體變化范圍為53.4～54.3HRC；920℃正火處理后，試驗材料的沖擊韌度（Aku）具有最大值為 36.7J；920～1000℃正火處理后，材料的抗拉強度相對較高且變化范圍較小，具體變化范圍為1935.8～1959.1MPa。綜合來看，材料在920℃正火處理后，具有較好的綜合性能。

表3是920℃奧氏體化、不同時間保溫后正火處理對試驗材料性能的影響，由表可以看出，保溫0.25～1.0h，試驗材料的硬度值相對較高且變化范圍較小，具體變化范圍為53.4～55.1HRC；保溫1.0 h之后，硬度呈逐漸降低的變化趨勢；保溫6.0h后，材料的硬度僅為48.5HRC；保溫0.25h后，材料的沖擊韌度和抗拉強度值均最大，分別為沖擊韌度36.7J和抗拉強度1935.8 MPa，隨保溫時間的延長，沖擊韌度和抗拉強度呈逐漸下降的變化趨勢。綜合來看，試驗材料920℃奧氏體化、保溫0.25～1.0h后，材料具有較好的綜合性能。

圖3 不同正火保溫時間對材料組織的影響

不同工藝正火熱處理后，試驗材料性能變化的原因是組織的變化引起的，粒狀貝氏體是過冷奧氏體在稍高于上貝氏體轉變溫度區(qū)間形成的，由于轉變溫度較高，過冷奧氏體析出貝氏體鐵素體后，貝氏體鐵素體中的碳原子可以快速離開鐵素體擴散到奧氏體中，使奧氏體中不均勻的富碳，增加了奧氏體的穩(wěn)定性，奧氏體難以再繼續(xù)轉變?yōu)樨愂象w鐵素體，富碳的奧氏體在隨后的冷卻過程中，部分轉變?yōu)轳R氏體，形成M/A島，形成粒狀貝氏體組織，粒狀貝氏體中不存在碳化物，其本質上也屬于無碳化物貝氏體組織，粒狀貝氏體中鐵素體的碳含量相對較低，接近平衡濃度，M/A島中殘余奧氏體和馬氏體的碳含量相對較高，馬氏體一般為孿晶馬氏體。板條狀貝氏體轉變溫度低于粒狀貝氏體，主要是在下貝氏體轉變溫度區(qū)間形成的，是下貝氏體的一個特例，由于試驗材料中硅含量較高，硅元素能夠增加碳在奧氏體中的活度，強烈阻礙滲碳體的析出，增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性以及鋼中的殘余奧氏體含量[7,8]，因此，這種組織不同于典型的下貝氏體組織，在貝氏體鐵素體板條內部和之間的是殘余奧氏體而不是碳化物，由于轉變溫度相對較低，碳原子擴散速度較慢，該組織的貝氏體鐵素體中的含碳量比粒狀貝氏體組織高，遠高于平衡碳含量。粒狀貝氏體和板條狀貝氏體由于組織組成相的成分和性能的差異，會引起材料力學性能的變化，而粒狀貝氏體和板條狀貝氏體的形成與過冷奧氏體的轉變溫度有關，在貝氏體形成條件下，凡能使貝氏體轉變溫度降低的因素，會使板條狀貝氏體增多，反之則粒狀貝氏體比例增多。影響貝氏體形態(tài)的因素很多[9,10]，例如鋼的成分、冷卻速度、奧氏體化溫度、奧氏體化保溫時間和奧氏體晶粒尺寸等，其中，隨奧氏體化溫度的升高或保溫時間的延長，一方面會使奧氏體晶粒長大，晶界減少，晶粒中的缺陷也減少，碳元素的分布趨于均勻，而晶界、缺陷處和貧碳區(qū)都是有利于鐵素體形核的位置，這些有利于鐵素體形核位置減少，抑制了鐵素體發(fā)生高溫相變；另一方面，隨奧氏體化溫度的升高或保溫時間的延長，奧氏體中溶解的碳和合金元素含量越多，奧氏體的穩(wěn)定性和均勻性也就越高；奧氏體的穩(wěn)定性的提高，會使貝氏體連續(xù)轉變起始溫度（Bs）和50%轉變溫度（Bm）降低，而貝氏體轉變終了溫度（Bf）基本保持不變，導致貝氏體轉變速率峰向低溫移動[11]，因此，正火工藝的改變會影響試驗材料組織的形貌，而組織的變化又導致材料的性能發(fā)生變化。

2 結論

（1）860℃和900℃正火處理后，材料的組織主要由板條狀貝氏體和粒狀貝氏體組成，隨正火溫度的升高，組織中的板條狀貝氏體數(shù)量增多，粒狀貝氏體數(shù)量減少，正火溫度超過900℃，組織中主要是板條狀貝氏體，組織由貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成，組織中沒有碳化物存在，屬于無碳化物貝氏體組織，隨正火溫度的升高和保溫時間的延長，貝氏體板條的寬度減小，長度增加，貝氏體板條束的尺寸增大，組織的均勻性提高。920℃正火處理后，組織殘余奧氏體的量為19.5%。

（2）隨正火溫度的升高，材料的硬度、抗拉強度和沖擊韌度均呈先升高后降低的變化趨勢，880～920℃正火處理后，材料的硬度相對較高為53.4～54.3HRC，920℃正火處理后，試驗材料的沖擊韌度具有最大值為36.7J，920～1000℃正火處理后，材料的抗拉強度相對較高為1935.8～1959.1 MPa，綜合來看，材料在920℃正火處理后，具有較好的綜合性能。

（3）920℃保溫 0.25～1.0h 后，試驗材料的硬度值相對較高為53.4～55.1HRC，超過1.0h，隨保溫時間的延長，硬度呈逐漸降低的變化趨勢，保溫0.25h后，材料的沖擊韌度和抗拉強度值均最大，分別為沖擊韌度36.7J和抗拉強度1935.8MPa，隨保溫時間的延長，沖擊韌度和抗拉強度呈逐漸下降的變化趨勢，綜合來看，試驗材料920℃保溫0.25～1.0h后，材料具有較好的綜合性能。