摘 要 利用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、硬度計(jì)和沖擊試驗(yàn)機(jī)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(dòng)載荷磨損試驗(yàn)機(jī)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(jī)理進(jìn)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(diǎn)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(yàn)中，深冷處理的SKD11鋼磨損量隨磨損時(shí)間近似呈線性增加，在所研究的磨損時(shí)間內(nèi)，深冷處理后SKD11鋼前期的磨損機(jī)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(jī)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(jìn)[4]等方面進(jìn)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(jī)理，為SKD11鋼的實(shí)際使用提供依據(jù)。
試驗(yàn)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(yàn)前對原試樣進(jìn)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(jìn)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(jìn)行200 ℃的回火處理[6]。
利用線切割機(jī)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(jì)在待測試樣表面上選擇5個(gè)不同點(diǎn)進(jìn)行硬度值的測量，取平均值為最終硬度值。
沖擊試驗(yàn)試樣尺寸按照GB/T 229—1984標(biāo)準(zhǔn)，采用線切割機(jī)切割10 mm×10 mm×55 mm的無缺口試樣，為保證試驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性，取3個(gè)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(yàn)在圖1所示的MLD-10型動(dòng)載荷磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)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(yàn)所用沖擊功為4.5 J，試驗(yàn)機(jī)的沖擊頻率為60次/min[6]。試驗(yàn)中，沖擊錘往復(fù)式自由落體，驅(qū)動(dòng)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(jìn)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(jìn)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(jìn)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(diǎn)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(diǎn)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(shí)3個(gè)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(shí)的沖擊吸收功較低，這是因?yàn)镾KD11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(jìn)一步分析SKD11鋼試樣在深冷處理后的斷裂機(jī)理，對其進(jìn)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(zhǔn)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(jī)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(shí)間的關(guān)系曲線。沖擊功為4.5 J時(shí)，在所研究的磨損時(shí)間內(nèi)，試樣的磨損量與磨損時(shí)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(jī)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(jī)理，需進(jìn)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(shí)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(huì)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(dòng)，形成犁溝，進(jìn)而產(chǎn)生切屑。當(dāng)后續(xù)的磨料多次通過同一點(diǎn)時(shí)，會(huì)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(shí)，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(huì)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(qiáng)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(shí)間內(nèi)的磨損機(jī)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(shí)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?yàn)槟チＴ跊_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(jī)理后期主要為應(yīng)變疲勞磨損。
經(jīng)過試驗(yàn)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(zhǔn)解理斷裂；在沖擊功為4.5 J下，在所研究的磨損時(shí)間內(nèi)，SKD11鋼深冷處理后的磨損量與磨損時(shí)間成正比，在較短時(shí)間內(nèi)的磨損機(jī)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(jī)理主要為應(yīng)變疲勞磨損。
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