球化退火后的深冷處理對9SiCr 鋼強韌性的影響

曹衡，王宇，徐軍航，溫秋林，高云保，趙嶺，婁延春

（高端裝備鑄造技術全國重點實驗室，沈陽 110022）

深冷處理[1]是指以液氮為制冷劑，在低于?130 ℃的溫度下對工件進行處理的方法。深冷處理通常能在不降低工件強度與硬度的情況下顯著提高工件的韌性，在工具鋼領域有廣泛應用。9SiCr 鋼主要用作合金工具鋼[2]，用于制造形狀復雜、變形小、耐磨性高、低速切削的工具，如鉆頭、螺紋工具、鉸刀、板牙、絲錐、搓絲板和滾絲輪等，適合分級淬火或等溫淬火，可制作多種形狀復雜、變形要求小的冷作模具零件。

9SiCr 鋼存在加熱脫碳傾向大、抗壓強度和耐磨性不足、加工性較差等問題，近幾年，相關研究[3-6]為改善這一缺陷，通過控制等溫退火溫度、時間來對9SiCr 鋼的性能進行改良。由于深冷處理工藝的熱沖擊性較大，鮮有研究涉及9SiCr 鋼的深冷處理效果。

本文在此基礎上，通過對比9SiCr 鋼在不同參數下循環球化退火與等溫球化退火的效果，確定預處理工藝路線；對退火后的9SiCr 鋼進行深冷處理，并與未進行深冷處理的9SiCr 鋼進行對照，研究深冷工藝對9SiCr 鋼的抗沖擊性與耐磨性的影響，以期為該材料的實際應用提供指導。

1 實驗

實驗所用材料為經過調質處理的柱狀鍛材9SiCr鋼，其組織為回火索氏體，直徑為Φ20 mm，化學成分如表1 所示。實驗所使用的金相顯微鏡為C2003A正置金相顯微鏡。通過HR-150A 洛氏硬度儀檢測硬度，壓頭采用HRC 規格，每個試樣測試3 次取平均值。通過JBN-300 型沖擊試驗機檢測樣品的沖擊功，檢測時將每個柱狀樣本加工成2 個帶V 形缺口的沖擊試樣，沖擊試樣規格為55 mm×10 mm×7.5 mm，測得2 組沖擊功取平均值。通過MWF-05 往復型耐摩擦磨損試驗機檢測耐磨度，所使用摩擦副的洛氏硬度為65HRC，稱量實驗前后試樣的質量損失，以此反映樣品耐磨性。

表1 9SiCr 鋼化學成分Tab.1 Chemical composition of 9SiCr steel wt./%

1.1 第一階段實驗方法

第一階段的實驗目的為確定最合適的球化退火工藝參數。9SiCr 鋼的碳化物分布均勻，析出的少量網狀碳化物與粗片化碳化物易被正火消除，故預處理的第一步為正火，設定正火溫度為 920 ℃，保溫25 min。預處理的第二步通常采用退火，文獻[7]指出，對于9SiCr 鋼，等溫退火溫度應控制在700～800 ℃，溫度過低會導致原組織中的片狀珠光體無法完全溶解，溫度過高會使奧氏體中碳濃度趨于均勻化，不利于形成球狀珠光體。基于此，本文設定 800 ℃和860 ℃為退火溫度上限、設定700 ℃和750 ℃為退火溫度下限進行對照實驗，在退火方式上設定等溫退火工藝與循環退火工藝作為對照組，以對比不同退火工藝對組織與性能的影響，篩選出最合適的退火工藝。第一階段實驗9SiCr 鋼球化退火工藝參數如表2 所示。

表2 第一階段實驗9SiCr 鋼球化退火工藝Tab.2 Stage 1 spheroidizing annealing process of 9SiCr steel

表3 第二階段實驗的 9SiCr 鋼試樣球化退火工藝Tab.3 Stage 2 spheroidizing annealing process of 9SiCr steel

圖1 9SiCr 鋼熱處理工藝路線Fig.1 Heat treatment process flowchart for 9SiCr steel

1.2 第二階段實驗方法

第二階段的實驗目的是確定9SiCr 鋼球化退火后的最佳深冷處理工藝參數，所控制的變量有球化退火方式、是否在深冷處理前進行預回火、是否進行深冷處理。第一階段實驗表明，試樣2#、3#、4#的硬度與抗沖擊功最高。在此基礎上，選擇2#、3#、4#所對應的工藝參數來進行深冷處理前的球化退火。

制定的第二階段實驗球化退火工藝參數如表 3所示。其中A 組全部采用2#的等溫退火方式進行預處理；B 組采用3#的循環球化退火方式進行預處理；C 組則是在B 組的基礎上提高了循環溫度的下限，故只處理2 個試樣用于對照，采用4#的循環球化退火方式。

深冷處理方法一般分為液體法和氣體法。本文采用液體法，在淬火后將樣品浸于液氮（?174 ℃）中保溫12 h，之后再進行常規的低溫回火，與只進行“淬火+回火”的傳統工藝進行對照，分析深冷工藝對9SiCr 鋼的影響。

深冷工藝可能會造成工件開裂，為了降低樣品的內應力，在進行深冷工藝前，以160 ℃的溫度進行低溫預回火，這樣可以降低開裂傾向[8]。與此同時，殘余奧氏體會趨于固定化，冷卻處理的效果也將下降。

為了確認這種處理方式對預處理過的9SiCr 鋼的影響，有必要增加實驗組作為對照。實驗方案如表4所示。組別1、2、3 分別對應傳統熱處理、深冷處理及增加預回火的深冷處理。為了對比分析不同的預處理方式以及不同工藝之間的影響，將每組預處理試樣與工藝路線進行交叉分組得出試驗方案（見表4）。即A1、B1 不進行深冷；A2、B2、C1 進行深冷；A3、B3、C2 深冷前在Ms點附近進行保溫。這樣，每條實驗路線都有不同預處理方式的樣品作對比，如圖2 所示。

表4 第二階段實驗的9SiCr 鋼試樣深冷處理工藝Tab.4 Stage 2 deep cryogenic treatment process of 9SiCr steel

2 結果與討論

2.1 第一階段實驗結果

對編號1#～6#的試樣表面進行拋光，以4%體積分數的硝酸酒精溶液進行腐蝕，在1 000 倍光學顯微鏡下進行觀察，所得微觀組織如圖3 所示。對試樣進行硬度檢測與沖擊功檢測，結果如表5 所示。

圖3 9SiCr 鋼球化退火后微觀組織Fig.3 Microstructure of 9SiCr steel after spheroidizing annealing

表5 9SiCr 鋼球化退火后沖擊功、硬度統計Tab.5 Statistical analysis of impact strength and hardness of 9SiCr steel after spheroidizing annealing

從微觀組織來看，經過等溫退火后，各試樣中不同程度地分布著球狀珠光體，且珠光體的局部偏聚現象也較為明顯。試樣1#、5#、6#中分布著大面積的片狀珠光體，組織不均勻；試樣2#、3#的組織相對細密，分布也更均勻；試樣4#中分布的粒狀碳化物較為明顯。由力學性能檢測結果可知，在試樣2#、3#、4#的球化退火工藝下得到的9SiCr 鋼硬度更高、韌性更強，故第二階段實驗應采用2#、3#、4#所對應的球化退火工藝作為預處理方案。

2.2 第二階段實驗顯微組織分析

對編號A1、A2、A3、B1、B2、B3、C1、C2 的試樣表面進行拋光，以4%體積分數的硝酸酒精溶液進行腐蝕，在1 000 倍光學顯微鏡下進行觀察，所得微觀組織如圖4 所示。可以看到，各試樣組織均為回火馬氏體+殘余奧氏體+粒狀碳化物。其中深色的馬氏體呈針葉狀，而殘余奧氏體沒有明晰的邊界，分布在針葉狀馬氏體的空隙中，形狀也隨之變化。

圖4 不同工藝處理后9SiCr 鋼微觀組織Fig.4 Microstructure of 9SiCr steel after treatment with different processes

分析不同深冷工藝對照組的結果，對比A 組（A1、A2、A3）的金相組織可知，與A1 相比，A2、A3 中的針狀馬氏體組織更為細小，分布也更為均勻。在A2、A3 中不僅分布有大量的粒狀碳化物，還可以清楚地看到在馬氏體基體上析出了極其細小的碳化物。為了進一步體現碳化物分布的區別，圖5 展示了低放大倍數下A 組試樣的金相照片，以便從更大的視域來觀察粒狀碳化物的分布特征。

圖5 200 倍光學顯微鏡觀察到的A 組試樣9SiCr 鋼微觀組織Fig.5 Microstructure of group A sample of 9SiCr steel observed under a 200× optical microscope.

繼續觀察圖4，對比B 組（B1、B2、B3）的金相組織可知，與B1 相比，B2、B3 中的針狀馬氏體組織更為細小、分布更為均勻。觀察C 組（C1、C2）金相照片可知，C1 的馬氏體更多。在B2、B3 中也分布有大量的粒狀碳化物，可以清楚地看到在馬氏體基體上析出了極其細小的碳化物，但B3 中的碳化物更為細小均勻。從不同的球化退火方式來看：比較A1 與B1，可以發現B1 中的碳化物比A1 的更為細小、圓整；A2 中的碳化物比B2、C1 的更為粗大且具有尖角、分布不均勻；C1、B2 中的碳化物都比較細小、圓整；比較A3、B3、C2 可見，A3 中的碳化物明顯比B3、C2 的更加粗大、分布不均；C2、B3中的碳化物都較為細小、圓整、分布均勻。

綜上，經過深冷處理的A2、A3、B2、B3、C1、C2 的組織中的馬氏體含量較多而且趨于細化，殘余奧氏體量較少。相關研究指出[8-9]，這是因為奧氏體在低溫環境下極易分解，導致原來的缺陷（集中微裂紋和內應力）發生塑性流動，從而形成細晶組織。因此，將金屬置于超低溫環境中，它所含的奧氏體將傾向于轉變為馬氏體，內應力也會逐漸減小。在超低溫下，微結構體積的縮小意味著Fe 的晶格常數減小，這進一步增強了碳的分離動力，使馬氏體基體中析出了大量超微碳化物，這些超微細晶體會增大材料的強度，提高耐磨性和剛性。此外，在超低溫度下金屬原子的動能較低，相鄰原子間距較小且擴散遷移能力較弱，進行預回火有助于碳化物彌散分布。從實驗結果來看，試樣B3 的碳化物分布更均勻也更細小，這是由于在進行深冷處理前，在160 ℃（9SiCr 的Ms點附近）下保溫增大了碳化物的形核率[8]，證實回火后再進行深冷工藝更能促進碳化物在深冷過程中的析出，有利于改善組織，增強鋼的韌性。

2.3 第二階段實驗力學性能

對第二階段實驗的9SiCr 鋼試樣進行硬度、沖擊功、耐磨度測試，結果如圖6～8 所示。從圖6 可以看出，不進行深冷處理的第1 組（A1、B1）硬度遠低于進行了深冷處理的后兩組的硬度，證明經球化退火處理后，深冷處理對9SiCr 鋼試樣的硬度有顯著提升作用。此外，在深冷處理前是否進行預回火也會造成硬度差異。同樣是未采用循環球化退火的A 組中A3硬度就明顯低于A2 硬度，而采用循環退火方式的B2與B3、C1 與C2 就幾乎沒有差別，說明預回火削弱了超低溫狀態下奧氏體向馬氏體轉變的傾向，但這種趨勢也受到退火方式的影響。相關研究指出，隨著循環次數的增加，在Ac1點上下循環加熱冷卻，會使碳化物球化更完全、分布更均勻，奧氏體化的速率顯著降低[10]，相較于長時間等溫，循環退火得到的組織中粒狀碳化物更多、更均勻，9SiCr 鋼的硬度得到了提升。

圖6 第二階段實驗9SiCr 鋼樣品深冷處理后的硬度對比Fig.6 Comparison of hardness of 9SiCr steel samples after deep cryogenic treatment in stage 2 experiment

從圖7 可以看到，第3 組深冷處理工藝路線下的A3、B3、C2 的沖擊功分別高于采用了同樣預處理方式的其他對照組的，說明這一工藝路線能夠明顯提升9SiCr 鋼的韌性，即深冷處理前的預回火有利于9SiCr鋼的韌性提升，這一趨勢也同金相分析結果相一致。相較于未進行淬火-深冷處理-回火的第一階段實驗樣品，第二階段所得樣品的沖擊功有所提升但并不明顯，這是由于一定的殘余奧氏體可以提升材料韌性，而淬火促使殘余奧氏體向回火馬氏體轉變[1]，但深冷處理有穩定殘余奧氏體的作用[9]，并且能夠細化組織，這對韌性產生了有利影響。綜合兩方面因素可知，第二階段實驗9SiCr 鋼樣品的沖擊韌性表現出如圖7所示的趨勢。

圖7 第二階段實驗9SiCr 鋼樣品深冷處理后的沖擊功對比Fig.7 Comparison of impact strength of 9SiCr steel samples after deep cryogenic treatment in stage 2 experiment

從圖8 可知，在進行耐磨測試后，第3 組（A3、B3、C2）深冷處理工藝路線下的試樣磨損量低于其他對照組的，說明將預回火與深冷處理相結合能夠提升9SiCr 鋼的耐磨性。

圖8 第二階段實驗9SiCr 鋼樣品深冷處理后的磨損量對比Fig.8 Comparison of wear resistance of 9SiCr steel samples after deep cryogenic treatment in stage 2 experiment

沖擊功與材料的磨損量表現出相同規律，即增加了預回火工藝的深冷處理所得的第3 組（A3、B3、C2）試樣的性能最為優越。對于硬度，進行了深冷處理的對照組的硬度遠高于未進行深冷處理的對照組的，不含預回火工藝的第2 組（A2、B2、C1）的硬度略高于第3 組的。

綜上，從綜合性能的角度來考慮，920 ℃×25 min+出爐空冷+（800 ℃×1 h+750 ℃×1 h）×3 爐冷至550 ℃后出爐空冷的預處理，再進行淬火（水）860 ℃×0.5 h+160 ℃×1 h+深冷12 h+170 ℃×(3～4) h，為本次實驗所得出的最優方案。

3 結論

針對9SiCr 鋼加熱脫碳傾向大、加工性較差的問題，設計了一種球化退火后進行深冷處理的新熱處理工藝路線，實現了對9SiCr 鋼強度與耐磨性的改良。得到的結論如下：

1）循環球化退火處理可以明顯改善碳化物在9SiCr 鋼中的分布、形狀及大小，并由此改善9SiCr的使用性能。

2）深冷前在160 ℃（9SiCr 的Ms點附近）下保溫，可以增大碳化物的形核率，促進碳化物在深冷過程中析出，有利于改善組織，增強鋼的強韌性。

3）在實驗條件下，920 ℃×25 min+出爐空冷+（800 ℃×1 h+750 ℃×1 h）×3 爐冷至550 ℃后出爐空冷的循環球化退火，結合淬火（水）860 ℃×0.5 h+160 ℃×1 h+深冷12 h+170 ℃×(3～4) h 的熱處理工藝所得9SiCr 鋼的韌性與耐磨性最好。