1.1 試驗鋼制備及熱處理
采用真空感應熔煉爐制備20 kg/支的試驗鋼錠，退火后去除表面氧化皮和縮孔部分；采用天然氣加熱爐將其加熱至1 240 ℃并保溫2 h，三向鍛打至25 mm（厚）×55 mm（寬）的鋼條后進行球化退火。4Cr5Mo2V熱作模具鋼的化學成分如表1所示。
表1 4Cr5Mo2V熱作模具鋼化學成分 ( 質量分數 )
在退火4Cr5Mo2V熱作模具鋼的試樣上切取6個20 mm×20 mm×30 mm的小鋼塊，利用箱式電阻爐加熱，分別在960、980、1 000、1 020、1 040、1 060 ℃保溫1 h后油淬，切取試樣進行組織觀察，測試硬度。然后統一將6個不同淬火溫度下的4Cr5Mo2V熱作模具鋼試樣進行600 ℃二次回火，每次回火保溫2 h，采集微觀組織形貌及測量其洛氏硬度。
1.2 試驗方法
采用HR-150A洛氏硬度計對淬火態及回火態試樣進行硬度測試，將每個試樣進行砂紙打磨，避免表面粗糙度對硬度測量的影響，每組試樣測量6個點，去除最高值和最低值后取平均值。將硬度試樣經過砂紙打磨拋光后，用4%的硝酸酒精溶液侵蝕，并用倒置三目金相顯微鏡4XCJX觀察試樣的顯微組織。隨后金相試樣經丙酮用超聲波清洗再通過掃描電子顯微鏡（SEM）進行組織表征，使用的掃描電子顯微鏡型號為FEI Quanta 250。將不同溫度淬火并600 ℃回火后的試樣進行砂紙打磨后，采用UMT-3摩擦磨損試驗機進行常溫摩擦磨損試驗，試驗載荷為50 N，轉速設置為100 r/min，旋轉直徑為φ5 mm，摩擦副材料為氮化硅，用VHK-600K數碼顯微鏡和FEI Quanta 250掃描電鏡進行磨損形貌觀察。
2 試驗結果2.1 奧氏體化溫度與析出相質量分數的關系
由JmatPro軟件計算的4Cr5Mo2V熱作模具鋼奧氏體化溫度與析出相摩爾質量的關系如圖1所示。由圖1可知，隨著淬火溫度的升高，4Cr5Mo2V熱作模具鋼中的M23C6型碳化物在600~830 ℃保持穩定，其質量分數為7.15%；當溫度在830~850 ℃時，M23C6型碳化物在鋼中的含量驟降；當溫度為925 ℃時，M23C6在鋼中徹底消失。M6C型碳化物在鋼中的存在溫度范圍為600~800 ℃及820~970 ℃，MC型碳化物存在的溫度范圍為600~1 050 ℃。當奧氏體化溫度在970 ℃以上時，只有難溶的MC型碳化物，而M23C6、M6C型碳化物均溶于奧氏體中。值得注意的是難溶MC型碳化物的溶解溫度也是4Cr5Mo2V熱作模具鋼的完全奧氏體化溫度。
圖1 奧氏體化溫度與析出相質量分數的關系2.2 硬 度
由圖2（a）可知，4Cr5Mo2V熱作模具鋼的淬火硬度隨淬火溫度的升高逐漸升高，在1 020 ℃淬火溫度下的硬度峰值為58 HRC。由圖2（b）可以看到4Cr5Mo2V熱作模具鋼經不同溫度淬火然后在600 ℃回火后的硬度隨著淬火溫度的升高，也呈現逐漸升高的趨勢。
圖2 4Cr5Mo2V熱作模具鋼的硬度隨淬火溫度變化曲線2.3 微觀組織形貌
由圖3（a）可以看到4Cr5Mo2V熱作模具鋼經 1 020 ℃淬火后的組織為馬氏體，且在每條板條束上分布著許多碳化物顆粒。在圖3（b）中發現4Cr5Mo2V熱作模具鋼經1 060 ℃淬火后，奧氏體化基本完成，馬氏體基體上未觀察到碳化物，且由于奧氏體化溫度的升高，板條馬氏體較1 020 ℃淬火時更粗大，結果與圖1中JmatPro軟件計算的碳化物溶解結果相符。
圖3 4Cr5Mo2V熱作模具鋼經1 020 ℃及1 060 ℃淬火的回火SEM組織及能譜分析由圖4金相組織可知，經960、980、1 000 ℃淬火并600 ℃回火后，4Cr5Mo2V熱作模具鋼金相組織晶界渾濁，且由于淬火溫度較低，有大量初生碳化物存在，影響了晶界的清晰度。當淬火溫度進一步提升至1 020、1 040、1 060 ℃時，發現晶界逐漸清晰，晶粒粗化，馬氏體板條粗化。
圖4 經不同溫度淬火并600 ℃回火后的金相組織2.4 摩擦系數與磨損量
由圖5（a）、（b）可知，4Cr5Mo2V熱作模具鋼的摩擦過程經歷了2個階段，首先是跑合階段[17]，4Cr5Mo2V熱作模具鋼表面的微凸面與摩擦副接觸，使摩擦系數急劇增加，然后是穩定階段，由于摩擦產生的磨屑逐漸被壓實后，磨損趨于穩定。4Cr5Mo2V熱作模具鋼經960、980、 1 000、1 020、1 040、1 060 ℃淬火并600 ℃回火后的平均摩擦系數分別為0.35、0.4、0.52、0.32、0.22、0.6。
磨損量是評定材料耐磨性的重要指標，圖5（c）所示為不同淬火溫度的4Cr5Mo2V熱作模具鋼磨損量。由圖5（c）可知，4Cr5Mo2V熱作模具鋼隨著淬火溫度的提高，磨損量呈現逐漸變小的趨勢。在960 ℃淬火時，磨損量取得最大值為1.0 mg，在 1 060 ℃淬火時，磨損量取得最小值為0.2 mg，即隨著淬火溫度的升高，4Cr5Mo2V熱作模具鋼的耐磨性越好。
圖5 4Cr5Mo2V熱作模具鋼經不同溫度淬火并600 ℃回火后的摩擦系數及磨損量2.5 磨損表面形貌
由圖6中4Cr5Mo2V熱作模具鋼的超景深摩擦磨損形貌可以看出，其摩擦磨損類型主要為黏著磨損和剝層磨損2種[18]。在摩擦磨損過程中，磨損表面形成了如圖6（a）、（d）中的剝落層、圖6（c）中的黏著磨損形成的磨損溝槽、圖6（e）中的附著物。根據圖7發現，磨損表面存在黏著磨損特征的塑性變形區，剝落的磨屑在載荷的作用下往復運動使4Cr5Mo2V熱作模具鋼的磨損表面出現較深犁溝，形成了剝層磨損，并將氧化物向犁溝兩側擠壓形成較為致密的氧化層。這是由于在摩擦載荷的作用下，試驗鋼與摩擦副之間的滑動及滾動所產生的局部應力集中，導致微裂紋沿磨損方向擴展形成了磨屑，而磨屑引起微切削，導致犁溝的形成。微裂紋、微切削是材料磨損的主要因素[19-21]，材料的磨損以磨屑的形式被移除[22]。比較圖7（a）~（c）可以發現4Cr5Mo2V熱作模具鋼經1 020 ℃淬火產生的剝層現象最嚴重，經1 040 ℃淬火次之，經1 060 ℃淬火產生的剝層現象最輕。
圖6 4Cr5Mo2V熱作模具鋼經不同溫度淬火并600 ℃回火后的摩擦磨數碼顯微形貌 圖7 4Cr5Mo2V熱作模具鋼經不同溫度淬火并600 ℃后回火后的摩擦磨損SEM形貌 3 討 論試驗結果顯示，隨著奧氏體化溫度的提高，不同類型的碳化物溶入基體，增強了固溶強化，試驗鋼的硬度隨著淬火溫度的升高而增加，如圖2所示。由1 040 ℃繼續升溫時，碳化物溶入基體數量減少，奧氏體化進一步進行，殘余奧氏體的數量不斷增加且晶粒粗大，進而導致板條馬氏體粗化現象[23]。由圖1可知，4Cr5Mo2V熱作模具鋼在1 050 ℃實現了奧氏體完全化，即MC型碳化物完全融入奧氏體。MC型碳化物主要為富V型碳化物，即VC[24]，結合圖1和圖3（c）能譜分析，也證明了MC型碳化物為富V碳化物VC。由圖2（b）可知，試驗鋼經不同的溫度淬火后，600 ℃的回火硬度隨淬火溫度的升高而增加，這是由于4Cr5Mo2V熱作模具鋼在奧氏體化過程中，隨著溫度的升高，初生碳化物逐漸溶入奧氏體中，消除了初生碳化物對二次碳化物析出的影響，增強了二次碳化物產生的析出強化及彌散強化效果，如圖8所示，奧氏體完全化后，無液相析出VC時，經回火能夠析出更多且彌散的VC。
由圖5（a）、（b）可知，4Cr5Mo2V熱作模具鋼在 1 060 ℃取得最大摩擦系數0.6，在1 040 ℃取得最小摩擦系數0.22。而高摩擦系數是由于基體被移除部分形成的粒狀磨屑，呈不規則狀，嵌入基體后，增加了摩擦阻力，使摩擦系數增大。低摩擦系數是由于黏著磨損能起到潤滑作用，降低了摩擦阻力，使摩擦系數降低。由圖5（c）可知，隨著淬火溫度的升高，4Cr5Mo2V熱作模具鋼的磨損量逐漸減小， 1 060 ℃淬火時的耐磨性最好，仍有磨損量是因為尺寸更大的硬質碳化物引起的微切削所致。結合圖1中JmatPro軟件計算結果，4Cr5Mo2V熱作模具鋼的奧氏體完全化溫度為1 050 ℃。即960、980、 1 000、1 020、1 040、1 060 ℃淬火過程中，析出VC不斷固溶入基體，奧氏體化溫度影響了VC的固溶/析出比率，如圖8所示。奧氏體化后液相析出難溶碳化物VC的存在使得4Cr5Mo2V熱作模具鋼的耐磨性減弱。而研究表明回火析出的VC有高的熱穩定性[24-26]，在磨損過程中不會粗化，使基體表面磨損保持為輕微磨損[27]。結合圖2和圖5（c）可以發現，隨著淬火溫度的升高，硬度增大，耐磨性增加，這與參考文獻[28，29]研究得到的結果一致，即高的材料表面硬度能增強材料表面的耐磨性。
圖8 奧氏體化溫度對VC固溶/析出對比