摘 要 利用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、硬度計和沖擊試驗機觀察并測試了淬火+深冷處理+回火處理（簡稱“深冷處理”）后SKD11鋼的顯微組織、硬度和沖擊性能，利用MLD-10型動載荷磨損試驗機測試了該工藝下SKD11鋼的沖擊磨料磨損性能，并對沖擊磨料磨損的機理進行了分析。研究結(jié)果表明：深冷處理后SKD11鋼的組織由隱晶馬氏體、殘余奧氏體和不同種類的碳化物組成，碳化物包括共晶碳化物、未熔碳化物和點狀碳化物。深冷處理SKD11鋼的硬度為59.2 HRC，無缺口試樣的沖擊功約為16 J。在沖擊磨料磨損試驗中，深冷處理的SKD11鋼磨損量隨磨損時間近似呈線性增加，在所研究的磨損時間內(nèi)，深冷處理后SKD11鋼前期的磨損機理主要為微觀切削磨損和多次塑性變形磨損，后期的磨損機理主要為應(yīng)變疲勞磨損。
關(guān)鍵詞 SKD11鋼；深冷處理；顯微組織；沖擊韌性；沖擊磨料磨損
磨損、斷裂和塑性變形是模具失效的3種主要形式，其中磨損在模具失效中所占的比例最大[1]，而在磨損過程中磨粒磨損是最常見的磨損形式，沖擊磨料磨損是磨粒磨損中的一種特殊形式，沖擊磨料磨損過程中既存在沖錘的沖擊作用，又存在磨粒的磨損作用，為了提高模具鋼的抗沖擊磨料磨損性能，從模具零件表面改性[2]、成分調(diào)整[3]、熱處理工藝改進[4]等方面進行了探索，研究表明采用深冷處理可以提高模具鋼的耐磨性[5]。
以重載場合中常用的SKD11鋼為研究對象，分析深冷處理工藝SKD11鋼的組織與其沖擊磨料磨損性能之間的關(guān)系，并探索SKD11鋼在沖擊磨料磨損工況下的磨損機理，為SKD11鋼的實際使用提供依據(jù)。
試驗使用的SKD11鋼化學(xué)成分如表1所示，其原板材尺寸為220 mm×60 mm×10 mm，試驗前對原試樣進行淬火+深冷處理+回火處理（簡稱“深冷處理”），其熱處理工藝為：先將試樣放入ZKL-06010型雙室油氣淬真空爐中進行真空處理，真空度為2.5 Pa，在700~750 ℃預(yù)熱1 h，再加熱至1 010 ℃后保溫1 h，油淬后立即放入溫度為-80~-70 ℃的SL-600型深冷罐中，保持4 h后取出試樣使其自然冷卻到室溫，再進行200 ℃的回火處理[6]。
利用線切割機切割10 mm×10 mm×30 mm的試樣，采用zeiss金相顯微鏡觀察深冷處理后試樣的金相組織，采用HRSS-150型表面洛氏硬度計在待測試樣表面上選擇5個不同點進行硬度值的測量，取平均值為最終硬度值。
沖擊試驗試樣尺寸按照GB/T 229—1984標準，采用線切割機切割10 mm×10 mm×55 mm的無缺口試樣，為保證試驗結(jié)果的準確性，取3個試樣沖擊功的平均值作為最終沖擊功[7]。
沖擊磨料磨損試驗在圖1所示的MLD-10型動載荷磨損試驗機上進行，上試樣為深冷處理后的SKD11鋼，尺寸為10 mm×10 mm×30 mm，下試樣為環(huán)狀的GCr15鋼，硬度為62 HRC，磨料為400目的棕剛玉砂，試驗所用沖擊功為4.5 J，試驗機的沖擊頻率為60次/min[6]。試驗中，沖擊錘往復(fù)式自由落體，驅(qū)動試樣撞擊試樣環(huán)表面，磨料從試樣旁邊的砂桶流入，并對上、下試樣表面進行沖刷。利用精度為0.1 mg的電子天平分別測量試樣在2、4、6、8、10 h磨損前后的質(zhì)量，采用掃描電鏡（SEM）觀察SKD11鋼深冷處理后的組織、斷口微觀特征及沖擊磨料磨損后的表面形貌。
2.1 SKD11鋼深冷處理后的組織分析
為進一步掌握深冷處理后不同種類的碳化物元素組成及各自所占的比例，對試樣中的碳化物進行能譜分析。從圖3可以看出，球狀和條狀碳化物中均含有C 、Fe、Cr、V4種元素，在點狀碳化物中沒有V元素，根據(jù)表2中各元素的原子百分比可以推算出球狀和條狀碳化物中可能為Cr7C3、VC、 (Fe，Cr)3C，點狀碳化物為Cr7C3、(Fe，Cr)7C3。
2.2 SKD11鋼深冷處理后的沖擊性能及斷口形貌 分析
表3所示為SKD11鋼深冷處理后沖擊斷裂時3個試樣所測得的沖擊功，從平均值可以看出，深冷處理后SKD11鋼斷裂時的沖擊吸收功較低，這是因為SKD11鋼中馬氏體基體及周圍的碳化物顆粒過多，使晶粒內(nèi)部和晶界應(yīng)力的平衡受到影響，降低了SKD11鋼在沖擊過程中所吸收的能量。為進一步分析SKD11鋼試樣在深冷處理后的斷裂機理，對其進行了SEM斷口形貌觀察，從圖4斷口形貌可以看出，斷面上存在較大面積且大小不等的解理面，解理面呈小型凹盆狀分布，而撕裂棱和韌窩所占比例小，因此可以確定SKD11鋼的沖擊斷裂形式為準解理斷裂。
2.3 SKD11鋼深冷處理后的沖擊磨料磨損結(jié)果及 機理分析
圖5所示為SKD11鋼深冷處理后的試樣沖擊磨料磨損量與磨損時間的關(guān)系曲線。沖擊功為4.5 J時，在所研究的磨損時間內(nèi)，試樣的磨損量與磨損時間成正比，但在6 h后曲線斜率稍有增大。這意味著試樣在承受沖擊磨料磨損的過程中，在不同階段其磨損機理可能發(fā)生變化。
為了更深入分析SKD11鋼深冷處理后的沖擊磨料磨損機理，需進一步觀察磨損面的微觀形貌。圖6所示為深冷處理后SKD11鋼沖擊磨料磨損4 h后磨損面的SEM形貌，從圖6（a）可以看出，試樣磨損面上存在箭頭所示的硬質(zhì)相凸出現(xiàn)象，同時存在硬質(zhì)相斷裂的解理面[8]，這種形貌的出現(xiàn)是由于SKD11鋼中塊狀和球狀碳化物阻止了顯微切削和塑性變形，產(chǎn)生了“浮雕”形貌，而大塊的共晶碳化物由于脆性大而發(fā)生斷裂，出現(xiàn)圖6（a）所示的光滑解理面。
從圖6（b）可以看出，在犁溝的溝底處存在較大且不規(guī)則的塑性變形，而犁溝兩側(cè)的材料被推向兩邊，但是未脫離基體，這種被推向兩側(cè)和前端而不產(chǎn)生切屑的體積被稱為犁皺[9]，如圖6（b）中圓圈所示。所用的棕剛玉顆粒莫氏硬度在9.2~9.5在沖擊磨粒磨損的過程中，SKD11鋼深冷處理后的硬度平均值為59.2 HRC，因此在沖擊磨料磨損的過程中，一方面硬的棕剛玉顆粒在沖擊力的作用下可能會壓入SKD11鋼試樣表面，另一方面磨料可能沿著試樣表面做切向移動，形成犁溝，進而產(chǎn)生切屑。當后續(xù)的磨料多次通過同一點時，會造成更多的材料被推向犁溝的兩側(cè)或前端，形成犁皺，在受到隨后的磨粒作用時，溝底的材料可能再次發(fā)生犁溝變形，被推向兩邊的突起部分可能會被壓平或繼續(xù)堆積，如此反復(fù)塑性變形，最終導(dǎo)致材料發(fā)生加工硬化或其他強化作用下導(dǎo)致剝落而成為磨屑[8]。因此，SKD11鋼深冷處理后在較短時間內(nèi)的磨損機理為微觀切削磨損和多次塑性變形磨損。
圖7所示為SKD11鋼深冷處理后沖擊磨料磨損8 h后SEM形貌，從圖7可以看出，此時磨損面局部存在箭頭和圓圈所示的犁皺、鑿削痕跡以及表面裂紋，但是犁皺、鑿削所占的比例不大，磨損面上主要存在表層材料剝落后留下的剝落坑。這種剝落坑的形成是因為磨粒在沖擊力的作用下，使表面留下沖擊痕，表面金屬在沖擊磨粒反復(fù)作用下急劇變形硬化并產(chǎn)生裂紋，最終導(dǎo)致剝落形成磨屑，這種反復(fù)塑性變形引起的磨損稱為應(yīng)變疲勞磨損[10]。因此，SKD11鋼深冷處理后的沖擊磨料磨損機理后期主要為應(yīng)變疲勞磨損。
經(jīng)過試驗分析，SKD11鋼深冷處理后的組織由隱晶回火馬氏體、碳化物和殘余奧氏體組成，碳化物中存在不規(guī)則的共晶碳化物、球狀的未熔碳化物以及顆粒狀的碳化物；SKD11鋼深冷處理后的平均硬度為59.2 HRC，常溫下無缺口試樣的沖擊功約為16 J，沖擊斷裂的方式為準解理斷裂；在沖擊功為4.5 J下，在所研究的磨損時間內(nèi)，SKD11鋼深冷處理后的磨損量與磨損時間成正比，在較短時間內(nèi)的磨損機理為微觀切削磨損和多次塑性變形磨損，后期的沖擊磨料磨損機理主要為應(yīng)變疲勞磨損。
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