回火溫度對55NiCrMoV7熱作模具鋼組織和性能的影響

元亞莎，汪雨昌，王文焱，石如星，元 莎，張玉棟

(1. 河南科技大學 材料科學與工程學院，河南 洛陽 471023；2. 洛陽中重鑄鍛有限責任公司，河南 洛陽 471039；3. 中國機械總院集團北京機電研究所有限公司，北京 100083)

隨著我國航空航天和國防工業的快速發展，越來越多的關鍵部件都需要一體化鍛件。對于這些鍛件，高精度和高力學性能是基本要求。為滿足這些要求，高質量的模具鋼材料成為這些領域的基石。55NiCrMoV7鋼屬熱作模具鋼，擁有高的硬度、強度、良好的抗沖擊性和回火穩定性，被廣泛用于制作航空、國防、汽車等工件的熱鍛模具[1-3]。熱作模具鋼在工作時承受高溫高壓、嚴重摩擦、反復加熱和冷卻[4]。這些因素不僅使其性能下降，而且會縮短其使用壽命。因此，開發具有高強硬度、高沖擊性能、高耐磨性、高熱穩定性的熱作模具鋼是十分必要的。

模具的使用壽命除了與模具的設計、使用和維護等條件有關外，與模具的選材及熱處理工藝有著極其密切關系[5]。在服役過程中，模具表面的溫度很可能超過回火溫度。在這種情況下，鋼的組織和相關性能會不斷變化，影響到所需性能。本文首先通過晶粒粗化試驗，研究不同淬火溫度下晶粒度的變化，確定最佳淬火溫度，以此為依托研究不同回火溫度對55NiCrMoV7鋼組織和力學性能的影響，為55NiCrMoV7鋼合理熱處理工藝的制定提供一定參考[6]。

1 試驗材料與方法

材料來自實驗室冶煉50 kg小鋼錠，其化學成分如表1所示。本試驗中所用試棒為鍛后熱處理態，試棒規格φ50 mm×200 mm。測奧氏體晶粒度所用試樣規格20 mm×20 mm×30 mm；奧氏體化溫度分別為810、830、850、870、890、910、930、950 ℃，保溫時間4 h，出爐水冷；通過光學顯微鏡觀察顯微組織，在100倍下評定材料的晶粒度。

表1 55NiCrMoV7鋼的化學成分(質量分數，%)

將5根試棒放入箱式電阻爐里執行相同的淬火工藝，即860 ℃保溫4 h，出爐油冷30 min后回火，分別在520、540、560、580和 600 ℃回火8 h。回火完成后，按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》和GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》，加工5組同規格的拉伸和沖擊試樣(每組測試2個拉伸和6個沖擊試樣，分別取其平均值)，在 SHIMADZU(島津)AG-I250KN精密萬能電子拉伸試驗機進行拉伸試驗，在JB-300B試驗機上進行沖擊試驗，將沖擊后的試樣線切割成20 mm×20 mm×20 mm的試樣，經磨制、拋光、4%(體積分數)硝酸酒精腐蝕后，制取金相試樣。用型號為SM-5610LV的掃描電鏡(SEM)觀察試樣的拉伸斷口形貌、顯微組織和碳化物變化；利用HRC-150型洛氏硬度計檢測試樣的硬度。

2 CCT曲線

圖1是本試驗材料55NiCrMoV7鋼的連續冷卻轉變曲線(CCT曲線)，得出各臨界相變點：Ac3=781 ℃，Ac1=732 ℃，Ms=257 ℃。從CCT曲線中可以看出，該材料淬透性良好，在冷速≥0.25 ℃/s時，可以得到完全馬氏體，高溫發生鐵素體轉變，中溫發生貝氏體轉變，低溫發生馬氏體轉變，發生完全馬氏體轉變的臨界冷卻速度為0.25 ℃/s，該試驗結果為后續55NiCrMoV7鋼制定合適的淬火工藝提供可靠的理論依據。

圖1 55NiCrMoV7鋼的連續冷卻轉變曲線Fig.1 Continuous cooling transformation curves of the 55NiCrMoV7 steel

3 晶粒粗化試驗

晶粒度是表示晶粒大小的尺度，通常1～3級被認為是粗晶粒，4～6級為中等晶粒，7～8級為細晶粒。

根據CCT曲線中的臨界相變點，選取不同淬火溫度810、830、850、870、890、910、930、950 ℃，表2是不同淬火溫度下的晶粒度，從表2可以看出，淬火溫度在810～870 ℃之間，晶粒度均達到7級以上，當淬火溫度超過870 ℃時，隨著淬火溫度的升高，晶粒粗化比較嚴重。結合圖2的顯微組織，當淬火溫度不超過830 ℃時，組織中存在大量鐵素體和未溶碳化物，馬氏體含量較小，見圖2(a,b)，這主要是由于淬火溫度較低，奧氏體化不完全，淬火后保留部分未轉變的鐵素體和未溶碳化物。當淬火溫度超過870 ℃時,晶粒嚴重粗化，這主要因為淬火溫度過高，鐵原子和碳原子的擴散能力就越強，晶粒長大越明顯，見圖2(e,f)，這與表2中的結果是一致的。綜合考慮，試驗鋼的最佳淬火溫度為850～870 ℃。

表2 不同溫度淬火后55NiCrMoV7鋼的晶粒度

4 回火溫度對組織和性能的影響

4.1 回火溫度對55NiCrMoV7鋼力學性能的影響

結合晶粒粗化試驗結果和相變點檢測結果，本試驗選取淬火溫度為860 ℃，回火溫度分別為520、540、560、580和600 ℃。圖3是試驗鋼經不同溫度回火前后的硬度。從圖3可以看出，回火態的硬度低于淬火態，這主要是由于鋼在淬火時，由于C、Cr、Mo等合金元素的大量溶入，導使α相晶格發生畸變，促使α相的過飽和度增加，在隨后的冷卻過程中，形成高畸變能的馬氏體組織。馬氏體的硬度隨其過飽和度的增加而提高，回火后由于碳化物的析出使馬氏體的過飽和度大大降低，導致回火后的硬度較回火前有所降低[7]。

圖2 不同溫度淬火后55NiCrMoV7鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the 55NiCrMoV7 steel quenched at different temperatures(a) 810 ℃; (b) 830 ℃; (c) 850 ℃; (d) 870 ℃; (e) 890 ℃; (f) 910 ℃

圖3 不同溫度回火前后55NiCrMoV7鋼的硬度Fig.3 Hardness of the 55NiCrMoV7 steel before and after tempering at different temperatures

從圖3可以看出，試驗鋼的硬度隨回火溫度的升高，整體呈現下降趨勢，回火溫度在520～580 ℃時，硬度下降相對平緩，回火溫度為560 ℃時，硬度為45 HRC，回火溫度提高至580 ℃時，硬度為44.5 HRC，兩者硬度相差不大；回火溫度繼續升高，硬度下降明顯，回火溫度達到600 ℃時，硬度下降至40.1 HRC。

圖4 不同溫度回火后55NiCrMoV7鋼的力學性能(a)強度；(b)伸長率和斷面收縮率；(c)沖擊吸收能量Fig.4 Mechanical properties of the 55NiCrMoV7 steel tempered at different temperatures(a)strength; (b) elongation and reduction of area; (c) impact absorbed energy

圖4為不同溫度回火后試驗鋼的拉伸和沖擊性能。從圖4可以看出，隨回火溫度的升高，55NiCrMoV7鋼的強度(抗拉強度和屈服強度)逐漸降低，塑性(斷后伸長率和斷面收縮率)與韌性(沖擊吸收能量)逐漸升高，回火溫度為520 ℃時，抗拉強度最高，伸長率和沖擊吸收能量最低，分別為1514 MPa、9.5%和14.8 J；回火溫度升高到560 ℃時，抗拉強度、伸長率和沖擊吸收能量分別為1339 MPa、13.5%和30.3 J，抗拉強度下降175 MPa，斷后伸長率提高4%，沖擊吸收能量提高15.5 J ；回火溫度達到580 ℃時，抗拉強度、伸長率和沖擊吸收能量分別為1229 MPa、14.5%和36.4 J。可以看出，560～580 ℃回火時，性能差別不大，這說明在560～580 ℃回火時，由淬火產生的應力基本消除，馬氏體分解、殘留奧氏體轉變基本完成，組織趨于相對穩定狀態；繼續提高回火溫度至600 ℃，斷后伸長率提高不太明顯，而強度下降明顯，抗拉強度降至1040 MPa，這主要是由于回火溫度高，基體粗化，碳化物聚集長大所致。結合圖3的硬度結果得出，回火溫度在560～580 ℃時性能最優。

4.2 回火溫度對55NiCrMoV7鋼顯微組織的影響

圖5為試驗鋼在不同溫度回火后的顯微組織。從圖5可以看出，55NiCrMoV7鋼回火后的基體組織為束狀細長板條馬氏體，高密度的板條馬氏體被殘留奧氏體隔開，由于每一個原奧氏體晶粒都是由幾個不同位向的微區組成，導致馬氏體內部的馬氏體束取向各不相同。回火溫度為520 ℃時，顯微組織中可見原奧氏體晶界，在奧氏體晶界可見大量不同取向的馬氏體束，馬氏體束內存在納米級的白色第二相，這可能是淬火過程中存在沒有完全溶解的一次碳化物和回火后析出的少量且不均勻分布的二次碳化物；隨著回火溫度的升高，馬氏體逐漸分解，伴隨著殘留奧氏體轉變，碳化物析出長大。回火溫度達到560 ℃時，馬氏體束變得模糊不清，馬氏體板條界逐漸消失，碳化物由長條狀逐漸變為短棒狀、顆粒狀[8-9]；回火溫度達到580 ℃時，微觀組織略有粗化，大顆粒碳化物開始出現；回火溫度為560～580 ℃時，碳化物呈相對彌散分布；繼續提高回火溫度至600 ℃，馬氏體板條界幾乎消失，組織開始轉變為由回復或再結晶的鐵素體和粗粒狀滲碳體組成的回火索氏體，此時碳化物發生明顯聚集長大，與基體共格關系遭到破壞，強度硬度明顯降低[10-11](與圖3、圖4相吻合)。

圖5 不同溫度回火后55NiCrMoV7鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of the 55NiCrMoV7 steel tempered at different temperatures(a) 520 ℃; (b) 540 ℃; (c) 560 ℃; (d) 580 ℃; (e) 600 ℃

4.3 回火溫度對55NiCrMoV7鋼拉伸斷口形貌的影響

最能反應材料失效過程的證據是斷口形貌。圖6為55NiCrMoV7鋼經不同溫度回火后的拉伸斷口SEM形貌。從圖6可以看出，斷口均為準解理斷裂和微孔聚集型韌窩[12]，當回火溫度為520 ℃，由于回火溫度較低，此時準解理面積占比最大，并存在一定的撕裂棱，韌窩小且淺，沿著撕裂棱呈被拉長狀態；隨著回火溫度的升高，韌窩數量明顯增多，韌窩尺寸變大，斷裂方式逐漸由脆性斷裂向韌性斷裂轉變，但主要斷裂方式仍為準解理斷裂。韌窩尺寸較大，意味著試樣具有較好的塑性變形，也就是說塑性較好(與圖4結果相符)。從圖6(e)中可以看出，當回火溫度為600 ℃時，韌窩數量最多，韌窩大且深，結合圖4，此時材料的伸長率、斷面收縮率最大，沖擊吸收能量最高，但強硬度最低，材料的強韌性匹配欠佳。結合圖3、圖4的力學性能和圖5的顯微組織，在本試驗所選定的溫度范圍內，最佳回火溫度為560～580 ℃。

圖6 不同溫度回火后55NiCrMoV7鋼的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies of the 55NiCrMoV7 steel tempered at different temperatures(a) 520 ℃; (b) 540 ℃; (c) 560 ℃; (d) 580 ℃; (e) 600 ℃

5 結論

1) 本試驗所用55NiCrMoV7鋼的相變點分別為Ac3=781 ℃，Ac1=732 ℃，Ms=257 ℃；淬火溫度低于850 ℃時，由于溫度較低，奧氏體化不充分，淬火后組織中存在大量鐵素體和未溶碳化物，淬火溫度超過870 ℃時，由于溫度高，鐵原子和碳原子的擴散能力增強，晶粒長大明顯，因此，最佳淬火溫度為850～870 ℃。

2) 55NiCrMoV7鋼在回火過程中主要發生馬氏體分解、殘留奧氏體轉變、碳化物的析出長大，隨著回火溫度的升高，組織逐漸由回火馬氏體轉變為由粗粒狀滲碳體和回復再結晶的鐵素體組成的回火索氏體，殘留奧氏體逐漸減少，碳化物逐漸由長條狀轉變為短棒狀、顆粒狀，并聚集長大。

3) 隨著回火溫度的升高，強度和硬度逐漸下降，塑性和韌性逐漸提高。在520～560 ℃回火時，強硬度下降相對平緩，在560 ℃和580 ℃回火時，兩者性能差別不大，說明在560～580 ℃回火，由淬火產生的應力基本消除，馬氏體分解、殘留奧氏體轉變基本完成，組織趨于相對穩定狀態，且碳化物在基體上彌散分布；繼續提高回火溫度到600 ℃時，組織粗化并伴隨著碳化物聚集長大，強度、硬度下降明顯；試樣斷裂后，斷口形貌為準解理斷裂和微孔聚集性韌窩，隨回火溫度的升高，斷口中準解理面占比減少，韌窩越來越多，韌窩大且深，韌性越來越好。

4) 在本試驗所選溫度范圍內，最佳回火溫度范圍為560～580 ℃，抗拉強度達到1300 MPa左右，斷后伸長率達到14.5%，沖擊吸收能量達到30 J以上，強韌性匹配較優。