冲模在使用过程中需要高硬度、高耐磨性以及一定的韧性，为此国内外开发了大量的钢种以适应冷作模具钢的工作需要。冷作模具钢在不同的热处理工艺下体现不同的组织和性能，因此热处理工艺对模具的使用寿命有很大的影响。
现以SKD11钢、GD钢（6CrMnSiNiMoV）和LD钢（7Cr7Mo3V2Si）为研究对象，对3种钢经过不同温度淬火+回火后的组织、硬度和冲击韧性进行分析，并对断口形貌进行了观察和分析，以期为实际生产提供依据。
试验材料及试验方法
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试验材料及热处理工艺
试验所用3种钢的化学成分如表1所示，利用线切割机将原始尺寸为12mm×22mm×220mm的板材切割成尺寸为10mm×10mm×55mm的长方体试样，然后分别进行图1所示的热处理。
（a）SKD11钢
（b）GD钢
（c）LD钢
图1 3种钢的热处理工艺
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试验方法
将热处理后的试样进行打磨、抛光后，采用4%的HNO3酒精溶液腐蚀，利用蔡司金相显微镜对组织进行观察，采用HRSS-150型洛氏硬度计测试试样的硬度，所选载荷为1471N，取5个点的平均值作为试样的硬度值。采用冲击试验机测试样件在室温下的冲击韧性，冲击能量上限为150J，取5个试样冲击吸收能量的平均值作为该试样的冲击吸收功，采用TESCANVEGA扫描电镜对断口形貌进行观察。
试验结果与讨论
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3种钢的组织分析
图2 1010 ℃淬火+180 ℃回火后SKD11钢的显微组织
图2所示为SKD11钢经1010℃淬火+180℃回火处理后的金相组织，从图2可以看出，SKD11钢的组织为回火马氏体+碳化物+残余奥氏体，SKD11钢中含碳量高（见表1），使回火马氏体呈现为针状，碳化物为颗粒状和不规则块状（见图2（b））。SKD11钢中合金元素含量高，属于莱氏体钢，铸态下存在的共晶碳化物，即使锻造后仍然存在于组织中。淬火时一部分碳化物溶入奥氏体中，经淬火后转变为马氏体。SKD11钢的马氏体转变完成温度约为-80℃，因此淬火后会有部分残余奥氏体存在。180℃低温回火时，马氏体饱和度下降，从马氏体中析出少量碳化物，组织转变为回火马氏体，共晶碳化物和残余奥氏体继续保留在组织中。
图3 900 ℃淬火+200 ℃回火后GD钢的显微组织
图3所示为GD钢900℃淬火+200℃回火处理后的金相组织，从图3可以看出，GD钢的组织为回火马氏体+碳化物+残余奥氏体，回火马氏体为细针状（见图3（b）），且较SKD11钢更加粗大，碳化物多呈颗粒状且分布较为均匀。GD钢碳含量和合金元素含量均低于SKD11钢，属于高碳低合金钢，因此淬火加热时，部分碳化物未能溶入奥氏体中，该部分碳化物多为经过球化退火后的碳化物，而并非共晶碳化物。由于淬火不完整，该钢在回火后的组织中也会存在少量的残余奥氏体。淬火后，奥氏体转变为马氏体，并在200℃回火后转变为回火马氏体，从而获得回火马氏体、球状碳化物和残余奥氏体的混合组织。
图4 1120 ℃淬火+200 ℃回火后LD钢的显微组织
图4所示为LD钢经1120℃淬火+200℃回火后的金相组织，从图4可以看出，LD钢的组织为针状马氏体+碳化物+少量残余奥氏体。与SKD11钢和GD钢相比，LD钢中碳化物数量明显减少，碳化物分布较为均匀且多为球状，马氏体针状特征更加明显。LD钢中含有较多的V、Mo等合金元素，在1120℃淬火时，大部分合金元素溶入奥氏体中，少量合金元素以碳化物的形式保留。由于淬火温度高，奥氏体晶粒得以充分长大，淬火后得到针状形态较为明显的淬火马氏体，回火过程中淬火马氏体转变为回火马氏体，并继续保留针状形态。
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3种钢的硬度结果及分析
图5 3种模具钢淬火+回火后的硬度值
图5所示为SKD11钢、GD钢与LD钢淬火+回火后的硬度结果，从图5可以看，淬火状态下SKD11钢的硬度略低于GD钢和LD钢，经过回火以后，SKD11钢的硬度低于GD钢和LD钢，GD钢和LD钢的硬度相当。淬火后钢的硬度取决于马氏体中的含碳量，与合金元素的关系不大。
根据姚玉环等计算出马氏体硬度值与钢的含碳量的近似关系，如式（1），其中C代表含碳量。结合表1所列3种钢的碳含量，可以计算出SKD11钢、GD钢和LD钢的硬度值分别为65、64、64HRC，计算得到的数值高于所测得的硬度值，证明了3种钢中有部分碳与合金元素结合，形成了相应的碳化物。低温回火后，随着马氏体过饱和度的下降，马氏体中析出少量的碳化物，因此硬度较淬火时有所降低。SKD11钢在回火后硬度低于GD钢和LD钢，可能与SKD11钢中点状碳化物的析出有关。
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3种钢的冲击测试结果及分析
图6 3种模具钢淬火+回火后的冲击能量
图6所示为3种模具钢热处理后的冲击能量，从图6可以看出，SKD11钢回火后的冲击能量为62.7J，GD钢的冲击能量为30.7J，LD钢的冲击能量为75.0J。
图7 3种模具钢冲击断口宏观形貌
图8 3种模具钢冲击断口SEM形貌
为了进一步找出3种钢的断裂机理，对3种钢的断口形貌进行观察，如图7和图8所示。从图7可以看出，3种钢的宏观断口形貌中均无剪切唇区和后扩展区，且起裂区和前扩展区无明显界限，呈现微量塑性变形的微晶瓷状特征。从图8可以看出，3种钢的微观形貌均为撕裂棱相连的小块解理面，因此3种钢的破断机理均为准解理脆性破断，其中SKD11钢和LD钢中撕裂棱和解理面所占比例相当，GD钢中解理面所占比例较大。
冲击断口的形成分为裂纹萌芽、裂纹生长和裂纹扩展3个阶段，所测试的模具钢未加工缺口，在冲击载荷的作用下，裂纹萌芽时间很短，并迅速的生长和扩展，因此，冲击性能测试所得到的冲击能量应主要由裂纹形成能量和裂纹扩展能量构成。裂纹生长的过程中，存在剪切生长和颈缩生长2种方式，由于宏观断口为未发现明显的剪切区，可以判定裂纹以颈缩方式生长，裂纹前沿的塑性变形区会在剧烈的形变强化后形成微孔洞，这种孔洞形核所需的能量由尺寸较大的碳化物提供，孔洞通常在碳化物和基体之间的界面形成，如图8所示。
裂纹生长至临界尺寸时便会迅速扩展，当外部冲击载荷将裂纹撕开成尖端时，塑性变形不够大，裂纹便以小解理裂纹方式扩展，形成图8（a）和图8（c）所示的二次裂纹，而当裂纹尖端碰到临近的空洞时，便以颈缩聚合的方式相连，最终以解理-颈缩方式扩展[8]，从而形成图8所示的解理面。从3种钢断口微观形貌看，SKD11钢和LD钢中撕裂棱和二次裂纹的出现缓解了裂纹扩展的速率，而GD钢中“解理-颈缩”的扩展方式使其微观形貌中出现了更多的解理面，结合图2~图4可知，GD钢中碳化物比SKD11钢和LD钢更密集，这为颈缩聚合的方式提供了更有利的条件，使GD钢迅速断裂。
由此，SKD11钢和LD钢的冲击能量较GD钢高。
▍内容来源：《模具工业》2019年第4期
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