回火温度对55NiCrMoV7热作模具钢组织和性能的影响

元亚莎，汪雨昌，王文焱，石如星，元 莎，张玉栋

(1. 河南科技大学 材料科学与工程学院，河南 洛阳 471023；2. 洛阳中重铸锻有限责任公司，河南 洛阳 471039；3. 中国机械总院集团北京机电研究所有限公司，北京 100083)

随着我国航空航天和国防工业的快速发展，越来越多的关键部件都需要一体化锻件。对于这些锻件，高精度和高力学性能是基本要求。为满足这些要求，高质量的模具钢材料成为这些领域的基石。55NiCrMoV7钢属热作模具钢，拥有高的硬度、强度、良好的抗冲击性和回火稳定性，被广泛用于制作航空、国防、汽车等工件的热锻模具[1-3]。热作模具钢在工作时承受高温高压、严重摩擦、反复加热和冷却[4]。这些因素不仅使其性能下降，而且会缩短其使用寿命。因此，开发具有高强硬度、高冲击性能、高耐磨性、高热稳定性的热作模具钢是十分必要的。

模具的使用寿命除了与模具的设计、使用和维护等条件有关外，与模具的选材及热处理工艺有着极其密切关系[5]。在服役过程中，模具表面的温度很可能超过回火温度。在这种情况下，钢的组织和相关性能会不断变化，影响到所需性能。本文首先通过晶粒粗化试验，研究不同淬火温度下晶粒度的变化，确定最佳淬火温度，以此为依托研究不同回火温度对55NiCrMoV7钢组织和力学性能的影响，为55NiCrMoV7钢合理热处理工艺的制定提供一定参考[6]。

1 试验材料与方法

材料来自实验室冶炼50 kg小钢锭，其化学成分如表1所示。本试验中所用试棒为锻后热处理态，试棒规格φ50 mm×200 mm。测奥氏体晶粒度所用试样规格20 mm×20 mm×30 mm；奥氏体化温度分别为810、830、850、870、890、910、930、950 ℃，保温时间4 h，出炉水冷；通过光学显微镜观察显微组织，在100倍下评定材料的晶粒度。

表1 55NiCrMoV7钢的化学成分(质量分数，%)

将5根试棒放入箱式电阻炉里执行相同的淬火工艺，即860 ℃保温4 h，出炉油冷30 min后回火，分别在520、540、560、580和 600 ℃回火8 h。回火完成后，按照GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》和GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》，加工5组同规格的拉伸和冲击试样(每组测试2个拉伸和6个冲击试样，分别取其平均值)，在 SHIMADZU(岛津)AG-I250KN精密万能电子拉伸试验机进行拉伸试验，在JB-300B试验机上进行冲击试验，将冲击后的试样线切割成20 mm×20 mm×20 mm的试样，经磨制、抛光、4%(体积分数)硝酸酒精腐蚀后，制取金相试样。用型号为SM-5610LV的扫描电镜(SEM)观察试样的拉伸断口形貌、显微组织和碳化物变化；利用HRC-150型洛氏硬度计检测试样的硬度。

2 CCT曲线

图1是本试验材料55NiCrMoV7钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线)，得出各临界相变点：Ac3=781 ℃，Ac1=732 ℃，Ms=257 ℃。从CCT曲线中可以看出，该材料淬透性良好，在冷速≥0.25 ℃/s时，可以得到完全马氏体，高温发生铁素体转变，中温发生贝氏体转变，低温发生马氏体转变，发生完全马氏体转变的临界冷却速度为0.25 ℃/s，该试验结果为后续55NiCrMoV7钢制定合适的淬火工艺提供可靠的理论依据。

图1 55NiCrMoV7钢的连续冷却转变曲线Fig.1 Continuous cooling transformation curves of the 55NiCrMoV7 steel

3 晶粒粗化试验

晶粒度是表示晶粒大小的尺度，通常1～3级被认为是粗晶粒，4～6级为中等晶粒，7～8级为细晶粒。

根据CCT曲线中的临界相变点，选取不同淬火温度810、830、850、870、890、910、930、950 ℃，表2是不同淬火温度下的晶粒度，从表2可以看出，淬火温度在810～870 ℃之间，晶粒度均达到7级以上，当淬火温度超过870 ℃时，随着淬火温度的升高，晶粒粗化比较严重。结合图2的显微组织，当淬火温度不超过830 ℃时，组织中存在大量铁素体和未溶碳化物，马氏体含量较小，见图2(a,b)，这主要是由于淬火温度较低，奥氏体化不完全，淬火后保留部分未转变的铁素体和未溶碳化物。当淬火温度超过870 ℃时,晶粒严重粗化，这主要因为淬火温度过高，铁原子和碳原子的扩散能力就越强，晶粒长大越明显，见图2(e,f)，这与表2中的结果是一致的。综合考虑，试验钢的最佳淬火温度为850～870 ℃。

表2 不同温度淬火后55NiCrMoV7钢的晶粒度

4 回火温度对组织和性能的影响

4.1 回火温度对55NiCrMoV7钢力学性能的影响

结合晶粒粗化试验结果和相变点检测结果，本试验选取淬火温度为860 ℃，回火温度分别为520、540、560、580和600 ℃。图3是试验钢经不同温度回火前后的硬度。从图3可以看出，回火态的硬度低于淬火态，这主要是由于钢在淬火时，由于C、Cr、Mo等合金元素的大量溶入，导使α相晶格发生畸变，促使α相的过饱和度增加，在随后的冷却过程中，形成高畸变能的马氏体组织。马氏体的硬度随其过饱和度的增加而提高，回火后由于碳化物的析出使马氏体的过饱和度大大降低，导致回火后的硬度较回火前有所降低[7]。

图2 不同温度淬火后55NiCrMoV7钢的显微组织Fig.2 Microstructure of the 55NiCrMoV7 steel quenched at different temperatures(a) 810 ℃; (b) 830 ℃; (c) 850 ℃; (d) 870 ℃; (e) 890 ℃; (f) 910 ℃

图3 不同温度回火前后55NiCrMoV7钢的硬度Fig.3 Hardness of the 55NiCrMoV7 steel before and after tempering at different temperatures

从图3可以看出，试验钢的硬度随回火温度的升高，整体呈现下降趋势，回火温度在520～580 ℃时，硬度下降相对平缓，回火温度为560 ℃时，硬度为45 HRC，回火温度提高至580 ℃时，硬度为44.5 HRC，两者硬度相差不大；回火温度继续升高，硬度下降明显，回火温度达到600 ℃时，硬度下降至40.1 HRC。

图4 不同温度回火后55NiCrMoV7钢的力学性能(a)强度；(b)伸长率和断面收缩率；(c)冲击吸收能量Fig.4 Mechanical properties of the 55NiCrMoV7 steel tempered at different temperatures(a)strength; (b) elongation and reduction of area; (c) impact absorbed energy

图4为不同温度回火后试验钢的拉伸和冲击性能。从图4可以看出，随回火温度的升高，55NiCrMoV7钢的强度(抗拉强度和屈服强度)逐渐降低，塑性(断后伸长率和断面收缩率)与韧性(冲击吸收能量)逐渐升高，回火温度为520 ℃时，抗拉强度最高，伸长率和冲击吸收能量最低，分别为1514 MPa、9.5%和14.8 J；回火温度升高到560 ℃时，抗拉强度、伸长率和冲击吸收能量分别为1339 MPa、13.5%和30.3 J，抗拉强度下降175 MPa，断后伸长率提高4%，冲击吸收能量提高15.5 J ；回火温度达到580 ℃时，抗拉强度、伸长率和冲击吸收能量分别为1229 MPa、14.5%和36.4 J。可以看出，560～580 ℃回火时，性能差别不大，这说明在560～580 ℃回火时，由淬火产生的应力基本消除，马氏体分解、残留奥氏体转变基本完成，组织趋于相对稳定状态；继续提高回火温度至600 ℃，断后伸长率提高不太明显，而强度下降明显，抗拉强度降至1040 MPa，这主要是由于回火温度高，基体粗化，碳化物聚集长大所致。结合图3的硬度结果得出，回火温度在560～580 ℃时性能最优。

4.2 回火温度对55NiCrMoV7钢显微组织的影响

图5为试验钢在不同温度回火后的显微组织。从图5可以看出，55NiCrMoV7钢回火后的基体组织为束状细长板条马氏体，高密度的板条马氏体被残留奥氏体隔开，由于每一个原奥氏体晶粒都是由几个不同位向的微区组成，导致马氏体内部的马氏体束取向各不相同。回火温度为520 ℃时，显微组织中可见原奥氏体晶界，在奥氏体晶界可见大量不同取向的马氏体束，马氏体束内存在纳米级的白色第二相，这可能是淬火过程中存在没有完全溶解的一次碳化物和回火后析出的少量且不均匀分布的二次碳化物；随着回火温度的升高，马氏体逐渐分解，伴随着残留奥氏体转变，碳化物析出长大。回火温度达到560 ℃时，马氏体束变得模糊不清，马氏体板条界逐渐消失，碳化物由长条状逐渐变为短棒状、颗粒状[8-9]；回火温度达到580 ℃时，微观组织略有粗化，大颗粒碳化物开始出现；回火温度为560～580 ℃时，碳化物呈相对弥散分布；继续提高回火温度至600 ℃，马氏体板条界几乎消失，组织开始转变为由回复或再结晶的铁素体和粗粒状渗碳体组成的回火索氏体，此时碳化物发生明显聚集长大，与基体共格关系遭到破坏，强度硬度明显降低[10-11](与图3、图4相吻合)。

图5 不同温度回火后55NiCrMoV7钢的显微组织Fig.5 Microstructure of the 55NiCrMoV7 steel tempered at different temperatures(a) 520 ℃; (b) 540 ℃; (c) 560 ℃; (d) 580 ℃; (e) 600 ℃

4.3 回火温度对55NiCrMoV7钢拉伸断口形貌的影响

最能反应材料失效过程的证据是断口形貌。图6为55NiCrMoV7钢经不同温度回火后的拉伸断口SEM形貌。从图6可以看出，断口均为准解理断裂和微孔聚集型韧窝[12]，当回火温度为520 ℃，由于回火温度较低，此时准解理面积占比最大，并存在一定的撕裂棱，韧窝小且浅，沿着撕裂棱呈被拉长状态；随着回火温度的升高，韧窝数量明显增多，韧窝尺寸变大，断裂方式逐渐由脆性断裂向韧性断裂转变，但主要断裂方式仍为准解理断裂。韧窝尺寸较大，意味着试样具有较好的塑性变形，也就是说塑性较好(与图4结果相符)。从图6(e)中可以看出，当回火温度为600 ℃时，韧窝数量最多，韧窝大且深，结合图4，此时材料的伸长率、断面收缩率最大，冲击吸收能量最高，但强硬度最低，材料的强韧性匹配欠佳。结合图3、图4的力学性能和图5的显微组织，在本试验所选定的温度范围内，最佳回火温度为560～580 ℃。

图6 不同温度回火后55NiCrMoV7钢的拉伸断口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies of the 55NiCrMoV7 steel tempered at different temperatures(a) 520 ℃; (b) 540 ℃; (c) 560 ℃; (d) 580 ℃; (e) 600 ℃

5 结论

1) 本试验所用55NiCrMoV7钢的相变点分别为Ac3=781 ℃，Ac1=732 ℃，Ms=257 ℃；淬火温度低于850 ℃时，由于温度较低，奥氏体化不充分，淬火后组织中存在大量铁素体和未溶碳化物，淬火温度超过870 ℃时，由于温度高，铁原子和碳原子的扩散能力增强，晶粒长大明显，因此，最佳淬火温度为850～870 ℃。

2) 55NiCrMoV7钢在回火过程中主要发生马氏体分解、残留奥氏体转变、碳化物的析出长大，随着回火温度的升高，组织逐渐由回火马氏体转变为由粗粒状渗碳体和回复再结晶的铁素体组成的回火索氏体，残留奥氏体逐渐减少，碳化物逐渐由长条状转变为短棒状、颗粒状，并聚集长大。

3) 随着回火温度的升高，强度和硬度逐渐下降，塑性和韧性逐渐提高。在520～560 ℃回火时，强硬度下降相对平缓，在560 ℃和580 ℃回火时，两者性能差别不大，说明在560～580 ℃回火，由淬火产生的应力基本消除，马氏体分解、残留奥氏体转变基本完成，组织趋于相对稳定状态，且碳化物在基体上弥散分布；继续提高回火温度到600 ℃时，组织粗化并伴随着碳化物聚集长大，强度、硬度下降明显；试样断裂后，断口形貌为准解理断裂和微孔聚集性韧窝，随回火温度的升高，断口中准解理面占比减少，韧窝越来越多，韧窝大且深，韧性越来越好。

4) 在本试验所选温度范围内，最佳回火温度范围为560～580 ℃，抗拉强度达到1300 MPa左右，断后伸长率达到14.5%，冲击吸收能量达到30 J以上，强韧性匹配较优。