DAC55 热作模具钢的连续冷却曲线和相变规律

文／王九花，元亚莎，常亚琼，李 洁·洛阳中重铸锻有限责任公司，中信重工机械股份有限公司，智能矿山重型装备全国重点实验室

热作模具钢在使用过程中受力复杂，经常承受急冷急热的温度变化和外加应力，易产生热疲劳、热磨损和开裂等失效，这对热作模具钢材料提出严格的要求，要求其同时具备高热强性和韧性、良好的耐磨性、高热疲劳强度、良好的抗氧化性及导热性等优异性能。DAC55 是在DAC(SKD61)材料基础上改良而成的优质热作模具钢，在保留DAC 材料优点的同时，也具有更好的耐热裂性，这主要是因为其成分具有低硅高钼的特点，可以推迟高温稳定性较好的MC 型碳化物向稳定性较差的M23C6型碳化物的转变。由于具有良好的高温强度、韧性和耐热平衡性，DAC55 被广泛应用于压铸模具、大型压铸模、高性能压铸模、挤压模等热作模具范围。

钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT 曲线)，可反映在连续冷却条件下过冷奥氏体的转变规律，能清晰得出在不同冷却速度下，钢的相变转变点、相变转变后组织的变化规律，是分析转变产物组织与性能的依据，同时也是制定钢的合理热处理工艺的重要依据。目前，DAC55 热作模具钢注重热处理工艺和摩擦磨损方面的研究，关于连续冷却转变的相关研究较少。因此，为了使该材料在热处理过程中获得预期的组织与性能，有必要测定其CCT 曲线，分析在连续冷却过程的相变规律，为该材料后续理论研究和实际生产提供数据参考。

本研究采用Formaster-FII 相变仪测试了DAC55热作模具钢在连续冷却过程中的膨胀特性，研究了不同冷速下试验材料的相变规律，并结合微观组织和硬度特征，绘制了试验材料的连续冷却转变曲线。结果表明：DAC55 相变点Ac1为796℃，Ac3为884℃；在连续冷却(0.03℃/s ～5℃/s)过程中，DAC55 钢主要是贝氏体和马氏体转变，无铁素体和珠光体转变；当冷却速度小于0.3℃/s 时，试样组织主要为贝氏体；当冷却速度在0.3℃/s ～1.0℃/s 之间时，试样组织为贝氏体和马氏体的混合组织；当冷却速度大于1.0℃/s 时，试样全部为马氏体组织。

试验材料及方法

本试验采用的DAC55 热作模具钢原始态为球化退火组织，硬度为196HBW，试样化学成分如表1所示。

利用Formastor-FII 相变仪测定DAC55 热作模具钢在冷却过程中的相变规律。试样尺寸规格为φ3mm×10mm，试样一端加工有φ2mm×2mm盲孔，便于在盲孔内焊接热电偶、测量试样的膨胀量，为防止试样表面氧化，采取真空保护措施。试样奥氏体化温度为1050℃，保温时间为20min，以0.03℃/s ～5℃/s 的冷速冷却至30℃，然后结束试验。相变临界点温度按照YB/T 5127-1993《钢的临界点测定方法(膨胀法)》进行测定。

相变测试完成后，将试样镶嵌并进行机械抛光，采用4%的硝酸酒精溶液组织不易腐蚀，因此采用一定比例的氯化铁溶液与盐酸混合液进行腐蚀，之后在ZEISS 倒置式光学显微镜下观察试样显微组织，并采用华银数显小负荷维氏硬度计检测相变试样显微硬度，加载砝码为2kg，保持时间为10s。根据温度-膨胀量曲线确定相变温度，辅以硬度法确定转变产物，结合显微组织绘制DAC55 热作模具钢的连续冷却转变曲线(CCT 曲线)。

试验结果与分析

微观组织

DAC55热作模具钢经不同冷却速度处理后的显微组织如图1所示。从图中可以看到，在冷速0.03℃/s～5℃/s 过程中，试样由贝氏体(B)逐渐转变为马氏体(M)和贝氏体的混合组织，最后完全为马氏体。当冷却速度为0.03℃/s ～0.3℃/s 时，试样中只有贝氏体组织，但随着冷速的增加，贝氏体类型由羽毛状贝氏体(图1(a))转变为针状贝氏体(图1(b) ～(e))，同时在基体上有弥散分布的碳化物颗粒，随着冷速增加，基体中碳化物的含量逐渐减少；当冷却速度为0.3℃/s ～1.0℃/s 时，试样中存在贝氏体和马氏体混合组织，随着冷速的增加，马氏体组织转变量逐渐增加；当冷却的速度＞1.0℃/s 时，试样中完全为马氏体组织，组织类型为板条状马氏体和“隐晶”马氏体，这是一种在板条状马氏体基体上分布着未溶残留碳化物的整合组织。从显微组织图中可以看出，DAC55热作模具钢在以上连续冷却过程中只有贝氏体或马氏体组织，没有铁素体和珠光体，这主要是因为试验钢中加入了较多含量的Cr、Mo、V、Ni 等合金元素，这些元素强烈地提高了过冷奥氏体的稳定性，有效延长了铁素体和珠光体转变孕育期，从而显著推迟过冷奥氏体向铁素体和珠光体转变。

图1 不同冷速下DAC55 热作模具钢的显微组织

图2 冷却速度对DAC55 热作模具钢硬度的影响

相变试样硬度

却速度在0.3℃/s ～1.0℃/s 时，试样由贝氏体与马氏体组成，硬度从618HV2 增加至636HV2；冷却速度大于1.0℃/s 时，组织完全为马氏体，硬度为636HV2～663HV2。完全马氏体转变后试样硬度依然增加，这是因为随着冷速提高，试样在高温区停留时间较短，碳原子在缺陷处偏聚形成对位错起钉扎作用的淬火空位和“碳原子气团”，奥氏体转变困难，从而增加了母相的硬度。

CCT 曲线

根据切线法测定热膨胀曲线中相转变温度点，得出DAC55 热作模具钢的相变温度Ac1为796℃，Ac3为884℃。结合DAC55 试样的显微组织、显微硬度和相变温度，绘制其CCT 曲线，如图3 所示。从CCT 曲线可以看出，在试验冷却速度范围内，试验钢只有贝氏体或马氏体相变，无铁素体和珠光体相变。当冷却速度小于0.3℃/s 时，相变方式完全为贝氏体转变；当冷却速度在0.3℃/s ～1.0℃/s 时，相变方式为贝氏体和马氏体混合转变；当冷却速度大于1.0℃/s 时，相变方式为马氏体转变。因此从CCT曲线和组织得出DAC55 热作模具钢的马氏体组织转变临界冷却速度是1.0℃/s。

图3 DAC55 热作模具钢的CCT 曲线

在试验冷却速度范围内，试验钢中无铁素体和珠光体相变，这主要是因为钢中Cr、Mo、V、Ni 等合金元素提高了C 的扩散激活能，降低了组织中C 的扩散速度，延缓了奥氏体的分解、扩散过程，提高了过冷奥氏体的稳定性，从而阻止奥氏体向铁素体、珠光体组织的转变，同时铁素体的形成比较依赖原子的扩散速度，珠光体的形成依赖于高温铁素体的析出，而钢中合金元素的存在降低了碳原子的扩散速度，因此避免了DAC55 中铁素体-珠光体组织的相变。所以随着冷速的增加，试样组织由完全贝氏体转变逐渐转变为马氏体与贝氏体混合转变，达到一定冷速后完全为马氏体转变。

与压铸用模具钢4Cr5Mo2V 的CCT 曲线相比，两种材料均无铁素体和珠光体转变，但DAC55 钢的CCT 曲线贝氏体转变区较大，整体曲线左移。两种模具钢材料合金成分含量相近，但DAC55 中加入了0.52%的Co 元素，Co 元素降低过冷奥氏体的稳定性，导致试验钢的CCT 曲线相对4Cr5Mo2V 钢左移。与H13 钢的CCT 曲线相比，DAC55 钢无珠光体转变区，但两者贝氏体转变区和马氏体转变区一致，这是因为两者成分的差异，DAC55钢中Mo含量为2.06%，H13 钢中的Mo 含量为1.44%，Mo 元素可以显著推迟过冷奥氏体向珠光体的转变，仅0.5%的Mo 就可以使珠光体转变孕育期从10s 推迟到10000s，这也是造成DAC55 钢组织中未发现珠光体的主要原因。

结论

⑴DAC55 热作模具钢的相变温度Ac1为796℃，Ac3为884℃，马氏体组织转变临界冷却速度为1.0℃/s。

⑵在 连 续 冷 却(0.03 ℃/s ～5 ℃/s) 过 程 中，DAC55 钢的相变产物为贝氏体和马氏体，不发生铁素体和珠光体转变。冷速小于0.3℃/s 时，试样组织主要为针状贝氏体，硬度范围459HV2 ～618HV2；冷速在0.3℃/s ～1.0℃/s 时，试样组织为贝氏体和马氏体混合组织，硬度范围618HV2 ～636HV2；冷速大于1.0℃/s 时，试样组织为板条状马氏体和“隐晶”马氏体，硬度范围636HV2 ～663HV2。

⑶与压铸用模具钢4Cr5Mo2V钢CCT曲线相比，DAC55 钢贝氏体转变区较大，整体曲线左移；与H13钢CCT 曲线相比，DAC55 钢无珠光体转变区，但二者贝氏体转变区和马氏体转变区一致，这主要是由合金元素Co 和Mo 含量不同所导致的。