5Cr2NiMoVSi模具鋼的相變規律與力學性能

龐慶海，郎慶斌，何春靜，王九花，元亞莎

(1.洛陽中重鑄鍛有限責任公司，河南 洛陽 471000；2.中信重工機械股份有限公司，河南 洛陽 471000)

5Cr2NiMoVSi鋼是一種廣泛應用的新型高熱穩定性模具鋼，該材料在5CrNiMo鋼的基礎上添加Cr、V、Si等元素，使得淬透性和耐高溫強度均優于5CrNiMo鋼，其耐高溫強度提高64%，熱穩定性溫度提高150～170 ℃。對于500 mm×500 mm截面的模塊，熱處理后其心部硬度較5CrNiMo鋼高出13 HRC，使用壽命可提高1倍左右[1]。5Cr2NiMoVSi鋼熱穩定性優于5CrNiMo鋼，接近4Cr5MoSiV(H11)鋼，且熱疲勞性能和沖擊韌度較好，適合用于與鍛件接觸時間較長、模具工作面溫升較高的壓力機鍛模、錘鍛模等大截面熱鍛模具[2-3]。

對熱作模具鋼而言，其硬度、韌性和熱穩定性是最主要的性能指標，這些性能指標決定了熱作模具鋼的使用壽命[4]。而改善熱作模具鋼的強韌化途徑之一就是通過控制熱處理工藝來調控組織和結構，使其滿足熱作模具鋼的性能需求[5-6]。目前，對5Cr2NiMoVSi鋼的研究主要集中在熱處理工藝優化、復合強化等方面[7-8]，在相變特性及熱態穩定性研究方面較為欠缺。為詳細掌握5Cr2NiMoVSi鋼在冷卻過程中獲得的組織與性能，合理設計材料熱處理工藝，有必要研究材料冷卻過程的相轉變規律，評定材料力學性能，掌握5Cr2NiMoVSi鋼熱加工特性，以期為大型模具的生產提供技術依據。

1 試驗材料及方法

采用真空中頻感應熔煉爐制備5Cr2NiMoVSi鋼，試驗材料經鍛造變形和球化退火處理獲得平衡態組織，并開展測試試驗。材料化學成分見表1。

表1 5Cr2NiMoVSi鋼的化學成分(質量分數，%)

相變規律測試試驗在真空狀態下的Formastor-FⅡ相變測試儀上進行，試樣規格為φ3 mm×10 mm，按YB/T 5127—1993標準《鋼的臨界點測定方法(膨脹法)》測試材料的臨界點。試樣升溫速度為200 ℃/h，奧氏體化溫度1000 ℃，保溫時間20 min，冷卻速度分別為0.03、0.06、0.08、0.15、0.25、0.3、0.4、1和5 ℃/s。測試結束后，采用切線法測試相變臨界點，并繪制奧氏體連續冷卻轉變曲線。

開展熱處理工藝試驗，試樣加熱溫度為980 ℃，保溫40 min并油冷，回火溫度為550、570、590、610和630 ℃，保溫時間為4 h，每個試樣均回火處理兩次。熱處理完成后檢測試樣的力學性能，觀察顯微組織。試樣侵蝕劑為4%的硝酸酒精溶液，采用Observer D1M光學顯微鏡觀察其組織，采用華銀310HVS-5維氏硬度計、HB-3000B型布式硬度計檢測試樣硬度。

2 試驗結果及分析

2.1 連續冷卻轉變(CCT)曲線

通過材料的溫度-膨脹量曲線，得出不同冷卻速度下的各相變起始溫度和終止溫度，結合金相-顯微硬度，繪制材料的連續冷卻轉變曲線(CCT曲線)，如圖1所示。5Cr2NiMoVSi鋼的連續冷卻轉變曲線為雙C曲線，奧氏體轉變開始溫度為746 ℃，終止溫度為840 ℃，馬氏體轉變開始溫度為262 ℃。材料以不同速度連續冷卻過程中，過冷奧氏體分別發生鐵素體和珠光體、貝氏體、馬氏體等相變過程。當冷卻速度低于0.06 ℃/s時，試樣首先出現少量高溫相組織，當溫度降至440～280 ℃時，過冷奧氏體轉變為貝氏體。冷速在0.08～0.15 ℃/s 區間僅發生貝氏體轉變，0.15～0.3 ℃/s冷速區間存在貝氏體和馬氏體兩種相變過程。冷卻速度高于0.4 ℃/s，試樣僅發生馬氏體轉變，即材料的臨界冷卻速度為0.4 ℃/s。

圖1 5Cr2NiMoVSi鋼的連續冷卻轉變曲線

從圖1可以看出，5Cr2NiMoVSi鋼的連續冷卻轉變曲線大幅度右移，高溫相變區右移幅度最為明顯，表明該材料過冷奧氏體具有較好的穩定性，適用于厚截面工件或熱鍛模具等。結合實際生產，5Cr2NiMoVSi鋼大型工件心部材料在較慢的冷卻速度下，依然可以得到馬氏體、貝氏體復相組織或完全貝氏體組織，獲得較好的力學性能。

2.2 顯微組織

過冷奧氏體以不同冷卻速度冷卻后得到不同的組織，最終決定了材料的力學性能。為此，冷卻速度是鋼制構件在熱處理過程中最為重要的參數。對不同冷卻速度相變試樣的顯微組織進行觀察和分析，確定組織構成與連續冷卻速度的對應關系，典型組織見圖2。

圖2 5Cr2NiMoVSi鋼在不同冷速下的顯微組織

可以看出，冷卻速度為0.03～0.06 ℃/s時，試樣組織由鐵素體、珠光體以及粒狀貝氏體組成。冷速為0.08～0.3 ℃/s時，試樣由貝氏體、馬氏體及殘留奧氏體組成。黑針為下貝氏體組織，隨冷卻速度提高，貝氏體含量減少，馬氏體含量逐步增多。貝氏體分布不均勻，反映出原材料存在化學成分偏析。冷卻速度大于0.4 ℃/s時，試樣由板條馬氏體和少量針狀馬氏體復相組織逐步轉變為完全的板條馬氏體組織。以板條馬氏體為主的熱處理組織，強韌性較好，具有良好的綜合力學性能。

2.3 顯微硬度

5Cr2NiMoVSi鋼的顯微硬度受冷卻速度影響較為明顯，隨冷卻速度提高而逐步增大，硬度與冷卻速度關系曲線如圖3所示。可以看出，冷卻速度為0.03 ℃/s和0.06 ℃/s時，試樣顯微硬度較低，約為400～421 HV。冷卻速度為0.08～0.3 ℃/s時，試樣由貝氏體組織及馬氏體組織構成，隨著冷卻速度提高，馬氏體含量逐步增多，硬度區間為473～577 HV。貝氏體屬于半擴散型相變，冷卻過程中奧氏體中的碳來不及擴散，使得固溶在奧氏體中的碳含量增加，導致轉變后貝氏體的硬度提高[9]。冷卻速度大于0.4 ℃/s時，材料為典型的馬氏體組織，硬度基本保持在640 HV以上，冷卻速度為5 ℃/s時，試樣硬度可達742 HV。

圖3 5Cr2NiMoVSi鋼硬度與冷卻速度的關系曲線

對于5Cr2NiMoVSi鋼，隨著冷卻速度提高，相變類型由擴散型逐步轉變為切變型，切變型相變強化作用逐漸增強，導致強度逐漸升高。同時，由于5Cr2NiMoVSi鋼中Cr、Ni、Mo、Si、V等元素的固溶強化作用，使得馬氏體組織具有較高的硬度。

2.4 力學性能

力學性能與回火溫度的關系如表2所示。可以看出，5Cr2NiMoVSi鋼經980 ℃油冷淬火及回火處理，強度隨回火溫度升高而逐漸降低，韌性逐步提高。其中，試樣在590 ℃回火處理時，抗拉強度為1628 MPa，屈服強度為1514 MPa，此時U型缺口試樣沖擊吸收能量為20.6 J，V型缺口試樣沖擊吸收能量為10.2 J，表現出較好的綜合力學性能。

表2 5Cr2NiMoVSi鋼的力學性能

5Cr2NiMoVSi鋼的回火穩定性曲線如圖4所示。當回火溫度為550～590 ℃時，試樣硬度高于45 HRC且降低幅度較小，回火穩定性較優。由此可見，鋼中合金元素對回火穩定性有較大影響，較高的Mo含量可以強化基體組織，提高熱強性能，抑制貝氏體的回復和再結晶，V元素在回火過程中起到了明顯的析出強化作用[10]，兩種元素均有利于提高材料的回火穩定性。當材料回火溫度高于610 ℃時，硬度大幅度降低，回火穩定性變差。因此，為保證5Cr2NiMoVSi鋼具備較高的強度，建議回火處理及使用溫度均不高于590 ℃。

圖4 5Cr2NiMoVSi鋼的回火穩定性曲線

圖5為試驗鋼經550～610 ℃兩次回火后的顯微組織。可以看出，經550 ℃回火的試樣組織形態為板條狀，析出的碳化物細小并按一定位向分布，材料強度和硬度較高。當回火溫度為610 ℃時，碳化物顆粒已明顯粗化，組織位向已經消失，在力學性能上表現為強度、硬度降低，韌性提高。

3 結論

1)5Cr2NiMoVSi模具鋼過冷奧氏體具有良好的穩定性，其連續冷卻轉變(CCT)曲線大幅度右移，當冷卻速度大于0.08 ℃/s時，即可獲得貝氏體、馬氏體或兩者復相組織。

2)5Cr2NiMoVSi模具鋼的臨界冷卻速度為0.4 ℃/s，冷卻速度高于0.4 ℃/s時，可獲得全部馬氏體組織，試樣硬度基本在640 HV以上。

3)5Cr2NiMoVSi模具鋼具有較好的回火穩定性，當回火溫度在550～590 ℃時，試樣硬度仍高于45 HRC，抗拉強度可保持在1628 MPa以上。