1 试验材料及方法

　　1.1 试验钢制备及热处理

　　采用真空感应熔炼炉制备20 kg/支的试验钢锭，退火后去除表面氧化皮和缩孔部分;采用天然气加热炉将其加热至1 240 ℃并保温2 h，三向锻打至25 mm(厚)×55 mm(宽)的钢条后进行球化退火。4Cr5Mo2V热作模具钢的化学成分如表1所示。

　　表1 4Cr5Mo2V热作模具钢化学成分 ( 质量分数 )

　　在退火4Cr5Mo2V热作模具钢的试样上切取6个20 mm×20 mm×30 mm的小钢块，利用箱式电阻炉加热，分别在960、980、1 000、1 020、1 040、1 060 ℃保温1 h后油淬，切取试样进行组织观察，测试硬度。然后统一将6个不同淬火温度下的4Cr5Mo2V热作模具钢试样进行600 ℃二次回火，每次回火保温2 h，采集微观组织形貌及测量其洛氏硬度。

　　1.2 试验方法

　　采用HR-150A洛氏硬度计对淬火态及回火态试样进行硬度测试，将每个试样进行砂纸打磨，避免表面粗糙度对硬度测量的影响，每组试样测量6个点，去除很高值和很低值后取平均值。将硬度试样经过砂纸打磨抛光后，用4%的硝酸酒精溶液侵蚀，并用倒置三目金相显微镜4XCJX观察试样的显微组织。随后金相试样经丙酮用超声波清洗再通过扫描电子显微镜(SEM)进行组织表征，使用的扫描电子显微镜型号为FEI Quanta 250。将不同温度淬火并600 ℃回火后的试样进行砂纸打磨后，采用UMT-3摩擦磨损试验机进行常温摩擦磨损试验，试验载荷为50 N，转速设置为100 r/min，旋转直径为φ5 mm，摩擦副材料为氮化硅，用VHK-600K数码显微镜和FEI Quanta 250扫描电镜进行磨损形貌观察。

　　2 试验结果

　　2.1 奥氏体化温度与析出相质量分数的关系

　　由JmatPro软件计算的4Cr5Mo2V热作模具钢奥氏体化温度与析出相摩尔质量的关系如图1所示。由图1可知，随着淬火温度的升高，4Cr5Mo2V热作模具钢中的M23C6型碳化物在600~830 ℃保持稳定，其质量分数为7.15%;当温度在830~850 ℃时，M23C6型碳化物在钢中的含量骤降;当温度为925 ℃时，M23C6在钢中消失。M6C型碳化物在钢中的存在温度范围为600~800 ℃及820~970 ℃，MC型碳化物存在的温度范围为600~1 050 ℃。当奥氏体化温度在970 ℃以上时，只有难溶的MC型碳化物，而M23C6、M6C型碳化物均溶于奥氏体中。值得注意的是难溶MC型碳化物的溶解温度也是4Cr5Mo2V热作模具钢的完全奥氏体化温度。

　　图1 奥氏体化温度与析出相质量分数的关系

　　2.2 硬 度

　　由图2(a)可知，4Cr5Mo2V热作模具钢的淬火硬度随淬火温度的升高逐渐升高，在1 020 ℃淬火温度下的硬度峰值为58 HRC。由图2(b)可以看到4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火然后在600 ℃回火后的硬度随着淬火温度的升高，也呈现逐渐升高的趋势。

　　图2 4Cr5Mo2V热作模具钢的硬度随淬火温度变化曲线

　　2.3 微观组织形貌

　　由图3(a)可以看到4Cr5Mo2V热作模具钢经 1 020 ℃淬火后的组织为马氏体，且在每条板条束上分布着许多碳化物颗粒。在图3(b)中发现4Cr5Mo2V热作模具钢经1 060 ℃淬火后，奥氏体化基本完成，马氏体基体上未观察到碳化物，且由于奥氏体化温度的升高，板条马氏体较1 020 ℃淬火时更粗大，结果与图1中JmatPro软件计算的碳化物溶解结果相符。

　　图3 4Cr5Mo2V热作模具钢经1 020 ℃及1 060 ℃淬火的回火SEM组织及能谱分析

　　由图4金相组织可知，经960、980、1 000 ℃淬火并600 ℃回火后，4Cr5Mo2V热作模具钢金相组织晶界浑浊，且由于淬火温度较低，有大量初生碳化物存在，影响了晶界的清晰度。当淬火温度进一步提升至1 020、1 040、1 060 ℃时，发现晶界逐渐清晰，晶粒粗化，马氏体板条粗化。

　　图4 经不同温度淬火并600 ℃回火后的金相组织

　　2.4 摩擦系数与磨损量

　　由图5(a)、(b)可知，4Cr5Mo2V热作模具钢的摩擦过程经历了2个阶段，首先是跑合阶段[17]，4Cr5Mo2V热作模具钢表面的微凸面与摩擦副接触，使摩擦系数急剧增加，然后是稳定阶段，由于摩擦产生的磨屑逐渐被压实后，磨损趋于稳定。4Cr5Mo2V热作模具钢经960、980、 1 000、1 020、1 040、1 060 ℃淬火并600 ℃回火后的平均摩擦系数分别为0.35、0.4、0.52、0.32、0.22、0.6。

　　磨损量是评定材料耐磨性的重要指标，图5(c)所示为不同淬火温度的4Cr5Mo2V热作模具钢磨损量。由图5(c)可知，4Cr5Mo2V热作模具钢随着淬火温度的提高，磨损量呈现逐渐变小的趋势。在960 ℃淬火时，磨损量取得可达值为1.0 mg，在 1 060 ℃淬火时，磨损量取得很小值为0.2 mg，即随着淬火温度的升高，4Cr5Mo2V热作模具钢的耐磨性越好。

　　图5 4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火并600 ℃回火后的摩擦系数及磨损量

　　2.5 磨损表面形貌

　　由图6中4Cr5Mo2V热作模具钢的超景深摩擦磨损形貌可以看出，其摩擦磨损类型主要为黏着磨损和剥层磨损2种[18]。在摩擦磨损过程中，磨损表面形成了如图6(a)、(d)中的剥落层、图6(c)中的黏着磨损形成的磨损沟槽、图6(e)中的附着物。根据图7发现，磨损表面存在黏着磨损特征的塑性变形区，剥落的磨屑在载荷的作用下往复运动使4Cr5Mo2V热作模具钢的磨损表面出现较深犁沟，形成了剥层磨损，并将氧化物向犁沟两侧挤压形成较为致密的氧化层。这是由于在摩擦载荷的作用下，试验钢与摩擦副之间的滑动及滚动所产生的局部应力集中，导致微裂纹沿磨损方向扩展形成了磨屑，而磨屑引起微切削，导致犁沟的形成。微裂纹、微切削是材料磨损的主要因素[19-21]，材料的磨损以磨屑的形式被移除[22]。比较图7(a)~(c)可以发现4Cr5Mo2V热作模具钢经1 020 ℃淬火产生的剥层现象很严重，经1 040 ℃淬火次之，经1 060 ℃淬火产生的剥层现象很轻。

　　图6 4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火并600 ℃回火后的摩擦磨数码显微形貌图7 4Cr5Mo2V热作模具钢经不同温度淬火并600 ℃后回火后的摩擦磨损SEM形貌3 讨 论

　　试验结果显示，随着奥氏体化温度的提高，不同类型的碳化物溶入基体，增强了固溶强化，试验钢的硬度随着淬火温度的升高而增加，如图2所示。由1 040 ℃继续升温时，碳化物溶入基体数量减少，奥氏体化进一步进行，残余奥氏体的数量不断增加且晶粒粗大，进而导致板条马氏体粗化现象[23]。由图1可知，4Cr5Mo2V热作模具钢在1 050 ℃实现了奥氏体完全化，即MC型碳化物完全融入奥氏体。MC型碳化物主要为富V型碳化物，即VC[24]，结合图1和图3(c)能谱分析，也证明了MC型碳化物为富V碳化物VC。由图2(b)可知，试验钢经不同的温度淬火后，600 ℃的回火硬度随淬火温度的升高而增加，这是由于4Cr5Mo2V热作模具钢在奥氏体化过程中，随着温度的升高，初生碳化物逐渐溶入奥氏体中，消除了初生碳化物对二次碳化物析出的影响，增强了二次碳化物产生的析出强化及弥散强化效果，如图8所示，奥氏体完全化后，无液相析出VC时，经回火能够析出更多且弥散的VC。

　　由图5(a)、(b)可知，4Cr5Mo2V热作模具钢在 1 060 ℃取得可达摩擦系数0.6，在1 040 ℃取得很小摩擦系数0.22。而高摩擦系数是由于基体被移除部分形成的粒状磨屑，呈不规则状，嵌入基体后，增加了摩擦阻力，使摩擦系数增大。低摩擦系数是由于黏着磨损能起到润滑作用，降低了摩擦阻力，使摩擦系数降低。由图5(c)可知，随着淬火温度的升高，4Cr5Mo2V热作模具钢的磨损量逐渐减小， 1 060 ℃淬火时的耐磨性很好，仍有磨损量是因为尺寸更大的硬质碳化物引起的微切削所致。结合图1中JmatPro软件计算结果，4Cr5Mo2V热作模具钢的奥氏体完全化温度为1 050 ℃。即960、980、 1 000、1 020、1 040、1 060 ℃淬火过程中，析出VC不断固溶入基体，奥氏体化温度影响了VC的固溶/析出比率，如图8所示。奥氏体化后液相析出难溶碳化物VC的存在使得4Cr5Mo2V热作模具钢的耐磨性减弱。而研究表明回火析出的VC有高的热稳定性[24-26]，在磨损过程中不会粗化，使基体表面磨损保持为轻微磨损[27]。结合图2和图5(c)可以发现，随着淬火温度的升高，硬度增大，耐磨性增加，这与参考文献[28，29]研究得到的结果一致，即高的材料表面硬度能增强材料表面的耐磨性。