張國立，李偉秋，彭繼華，楚高潔，肖揚，廖靖雯，李烈軍

1科益展智能裝備有限公司廣州分公司；2華南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院；3華南理工大學(xué)機械與汽車工程學(xué)院

1 引言

高性能工模具合金鋼在先進機械制造領(lǐng)域具有舉足輕重的地位，其性能取決于化學(xué)成分及合理的熱處理工藝。傳統(tǒng)熱處理工藝包括淬火+多次回火，通過工藝參數(shù)變化來調(diào)控奧氏體晶粒尺寸、回火馬氏體組織和殘余奧氏體含量，以及其穩(wěn)定性和碳化物析出等，并可以提高合金的綜合力學(xué)性能[1-6]。

近年來，低于-130℃的深冷處理在工模具鋼領(lǐng)域得到應(yīng)用[7]。深冷處理改善工模具鋼綜合力學(xué)性能的有效性不僅取決于合金的成分與牌號，也取決于深冷處理的工藝參數(shù)，如降溫速率、保溫時間及保溫溫度等[8-11]。深冷處理可調(diào)控工模具鋼組織、改善其耐磨性與斷裂韌性[12-15]。

以M35為代表的工具鋼廣泛應(yīng)用于攻絲工具、銑刀及沖壓模具等。合理的回火制度可以有效改善高速鋼的韌性[16]。深冷處理有助于促進細小二次碳化物的析出、提高合金的耐磨性和工具使用壽命，但效果不穩(wěn)定，因此需要尋找最佳的深冷處理規(guī)范[17-25]。針對回火組織與深冷組織間的關(guān)聯(lián)性，本文設(shè)計了回火溫度、回火次數(shù)和深冷等多種組合處理模式，研究了EM35高速鋼的組織及力學(xué)性能演化規(guī)律，為優(yōu)化處理工藝提供了積極參考。

2 實驗設(shè)備及方案

原始材料為艾赫曼集團的EM35高速鋼棒料，材料化學(xué)成分見表1。將棒料切割為φ20mm×5mm的圓片樣品，在乙醇中超聲清洗后待用。采用VUQ-557H-10型真空氣淬爐對EM35高速鋼圓片樣品進行1170℃×15min的淬火處理，在氮氣介質(zhì)中冷卻至室溫。將淬火樣品分為8組，采用VPT-557H型真空回火爐和Cryometal-50型程控式液氮深冷箱并按照表2進行后續(xù)處理。表2中回火是指560℃保溫1h后將氮氣冷卻至室溫；深冷處理是指以5℃/min的冷卻速率冷卻至-180℃后保溫6h，再以5℃/min的速率升至室溫。

表1 EM35合金的化學(xué)成分 (wt.%)

表2 EM35合金回火次數(shù)及深冷處理分組

采用SFT-2M型銷盤式摩擦磨損試驗機在室溫、大氣環(huán)境及相對濕度40%RH的條件下對EM35高速鋼及其表面涂層進行干式摩擦磨損實驗。采用不同處理的EM35圓片樣品為盤，φ4mm的氧化鋁球為對磨副，施加載荷為40N，旋轉(zhuǎn)半徑為3mm，旋轉(zhuǎn)速度為300r/min，摩擦?xí)r間為60min。采用RTEC UP DUAL Model 3D光學(xué)輪廓儀測試磨痕輪廓，用Gwyddion軟件獲取輪廓截面并計算磨損體積。

分別用180～1500目的砂紙打磨樣品表面，并用金剛石研磨劑將其拋光至鏡面。用4%硝酸酒精(4mLHNO3+96mL無水乙醇)腐蝕樣品。采用配有能譜儀的Sigma300型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察微觀組織和磨痕形貌等。

采用Future-tech洛氏硬度計測量樣品的洛氏硬度(HRC)，總載荷150kgf；在樣品表面測7個不同位置的硬度值并作算術(shù)平均。為研究材料的紅硬性，將樣品放入管式爐進行4次600℃×1h的回火處理后在室溫下測量硬度。采用X′pert Powder型X射線衍射儀對樣品進行物相分析，選用Cu靶Kα射線，射線波長為1.54056?，掃描速率為0.02°/s，掃描范圍設(shè)定為30°～90°。

3 實驗結(jié)果與討論

3.1 組織形貌

經(jīng)過不同回火溫度、回火次數(shù)、深冷處理后的樣品組織形貌見圖1，XRD圖譜見圖2。樣品中未檢測出殘余奧氏體相，碳化物相主要由MC和M6C組成[6，9，17]，MC主要是富V的碳化物相，M6C主要是富W/Cr的碳化物相。

圖1中最黑襯度為MC，常與M6C(深灰色襯度)伴生[22，26]。樣品的回火馬氏體組織晶粒尺寸僅受到回火制度的影響，樣品A1及A1-DC的回火馬氏體晶粒明顯小于其他處理制度獲得的樣品，525℃條件下3次回火及560℃條件下1次、3次回火均使回火馬氏體晶粒長大。不同處理制度下組織形貌中碳化物相變化具有以下規(guī)律：525℃回火1次(A1)的樣品含有大量尺寸≥2μm的不規(guī)則碳化物，且MC密度較高；隨著回火次數(shù)增加，不規(guī)則大尺寸碳化物團聚塊變少、變小，MC含量降低；隨著回火溫度提高到560℃，大尺寸碳化物團聚塊重新形成并連接為長條帶狀，亞微米級碳化物相長大、圓整化；深冷處理的主要貢獻在于使基體晶粒中亞微米尺寸碳化物析出密度增加(見圖3)，表明多次回火、回火溫度增加有利于晶粒長大、碳化物組成元素的擴散[7-13]；深冷處理可以產(chǎn)生足夠大的局部內(nèi)應(yīng)力破碎碳化物顆粒[19]，產(chǎn)生的高密度位錯有利于碳的遷移富集，為升溫析出細密碳化物相提供動力[10，11]。

(a)A1

圖2 不同深冷處理的樣品XRD圖譜

(a)A1 (b)A1-DC

3.2 力學(xué)性能

不同處理方式的EM35高速鋼硬度見圖4a?？梢钥闯?，525℃回火的樣品硬度高于560℃回火處理的樣品；當回火制度一致時，深冷處理可以提高樣品硬度；在8種處理樣品中，經(jīng)過3次525℃×1h+深冷處理的A3-DC樣品硬度最高，達到67.1HRC，明顯高于560℃×1h回火三次+深冷的B3-DC樣品。圖4b為不同處理后EM35高速鋼的紅硬度。經(jīng)4次600℃保溫1h的紅硬回火處理后，樣品硬度均明顯下降，紅硬度值主要由紅硬試驗前的回火制度確定。深冷處理后紅硬度略有降低，這可能與紅硬處理時深冷處理析出的彌散亞微米級碳化物長大有關(guān)[15-17，19，21]。EM35鋼的硬度和紅硬度主要由其組成相和組織控制。525℃回火樣品的回火馬氏體晶粒小，深冷處理后析出圖2b所示的高密度亞微米碳化物，這可能是A3-DC樣品具有最高硬度和紅硬性的主要原因。

(a)硬度

不同方式處理后樣品的摩擦曲線見圖5a。在40N法向載荷作用下，表面摩擦迅速進入穩(wěn)態(tài)階段，8組樣品的穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)均介于0.6～0.7，其中，A3樣品及A3-DC的穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)最低，為0.62，其他模式處理的樣品略高于此值。與同檔的回火樣品比較，深冷處理能夠降低磨損體積，改善合金的耐磨性(見圖5b)，這可能是因為深冷處理促進了碳化物的均勻分布和細小碳化物的析出，從而提高了高速鋼的耐磨性能[23，24，26]。

(a)摩擦系數(shù)

圖6為在不同方式處理后EM35高速鋼樣品的磨痕形貌。所有樣品的磨痕表面均存在犁溝、大量微裂紋、凹坑和磨損礫子，表明本文樣品與氧化鋁干式滑動摩擦的主要磨損機制是磨粒磨損和黏著磨損[12，14]。

(a)A1

對照圖1所示表面形貌，凹坑可能是摩擦過程中的大尺寸碳化物顆粒剝落留下的痕跡，礫子則是剝落后的碳化物顆粒及氧化物顆粒。從磨痕的表面形貌來看，回火溫度525℃的A組樣品磨痕表面粗糙度低于回火溫度560℃的B組，這可能因為A組樣品硬度較高，磨粒磨損造成的微切削犁溝深度淺。但A組樣品的磨損率卻略高于B組樣品，這可能歸因于大尺寸碳化物的幾何形態(tài)與密度，A組樣品的大尺寸、不規(guī)則碳化物的密度大，在摩擦中容易剝落，導(dǎo)致較嚴重的三體摩擦，從而增加了磨損率；B組樣品回火溫度較高，大尺寸碳化物密度減少且圓整化，在摩擦中不易剝落，深冷處理進一步促進亞微米級碳化物的析出和彌散[19，26]，因此導(dǎo)致磨損率普遍比未深冷處理樣品低。但從本文實驗結(jié)果來看，深冷處理后耐磨性的提高還與回火處理制度密切相關(guān)?？梢姡慊?、回火及深冷對EM35合金組織結(jié)構(gòu)的影響具有很強的相互關(guān)聯(lián)性，為了獲得綜合性能優(yōu)異的合金，需對上述三個步驟的工藝參數(shù)進行系統(tǒng)優(yōu)化。

4 結(jié)語

本文研究了8種不同的回火溫度、回火次數(shù)及深冷組合處理模式下的EM35合金組織和性能。由實驗分析可得，本研究中EM35合金回火馬氏體晶粒的尺寸僅由回火過程確定，幾乎與深冷處理無關(guān)。但碳化物的構(gòu)成相、形態(tài)和密度等不僅受回火溫度、回火次數(shù)及深冷的影響，而且深冷組織的演化與前期的回火制度，甚至與淬火制度也有強烈的關(guān)聯(lián)性。深冷促進鋼中亞微米級碳化物的析出與彌散分布。淬火、回火及深冷對EM35合金組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響是相互關(guān)聯(lián)的。經(jīng)過3次525℃×1h回火后進行-180℃×6h深冷復(fù)合處理可使EM35合金具有較好的硬度(67.1HRC)、紅硬度(63.7HRC)、摩擦系數(shù)(0.62)及耐磨性能。