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      采用室溫至600℃的自約束冷熱疲勞試驗方法對含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)(1.8%，3.1%)鉬的4Cr5MoV熱作模具鋼進(jìn)行了試驗，分析了表面與截面裂紋形貌、顯微組織以及硬度變化，研究了鉬含量對該熱作模具鋼冷熱疲勞性能的影響。結(jié)果表明：經(jīng)1000次冷熱疲勞循環(huán)后，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼表面產(chǎn)生細(xì)小稀疏裂紋，并且裂紋數(shù)量明顯少于含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼具有更高的抗回火軟化性，高的表面硬度可以延緩模具鋼中冷熱疲勞裂紋的萌生；經(jīng)2000次冷熱疲勞循環(huán)后，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面裂紋擴展深度大于含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼，其裂紋擴展速率較大，這與含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼具有較低的室溫沖擊韌性和大量碳化物的粗化有關(guān)。

1 試樣制備與試驗方法

      按照4Cr5MoV熱作模具鋼的化學(xué)成分以及設(shè)定的鉬元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)(2%，3%)稱取試驗原料，采用電弧爐+鋼包爐+真空脫氣+電渣重熔冶煉工藝生產(chǎn)2爐模具鋼錠，鋼錠經(jīng)高溫擴散+多向鍛造+球化退火后于端面各取厚度為30mm左右的退火態(tài)試樣。為保證試驗的準(zhǔn)確性，采用線切割方法分別在2種試驗鋼退火態(tài)試樣相同取樣位置取尺寸為?10mm×50mm的冷熱疲勞毛坯試樣2組(每組兩個)和3個尺寸為10mm×10mm×55mm的夏比V 型缺口沖擊試樣。將所有試樣在1010℃保溫30min后油淬，然后在600℃回火2次，每次2h，將試樣硬度調(diào)整至46.5~47.5HRC。將熱處理后的冷熱疲勞毛坯試樣精加工成如圖1所示的冷熱疲勞試樣，并將兩平面研磨、拋光成光滑表面。

      采用自約束冷熱疲勞試驗機進(jìn)行冷熱疲勞試驗，該試驗設(shè)備可以自動控制加熱、冷卻和循環(huán)次數(shù)。冷熱循環(huán)方式是在不加載荷的條件下，通過線圈將試樣由室溫加熱至600℃，加熱時間小于3s，當(dāng)溫度達(dá)到600℃后采用冷卻水迅速噴淋冷卻至室溫，冷卻時間為6s，以此往復(fù)循環(huán)1000次和2 000次。試驗結(jié)束后，試樣去除其表面氧化物，將清洗干凈的試樣輕拋，經(jīng)腐蝕后，用熱場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察其表面裂紋形貌。將試樣采用電解雙噴儀制備透射電鏡試樣，雙噴電解液為體積分?jǐn)?shù)10%高氯酸酒精溶液，采用透射電子顯微鏡(TEM)觀察碳化物形貌。在表面裂紋密集區(qū)域垂直于軸線方向切取縱截面試樣，經(jīng)研磨、拋光，腐蝕后采用掃描電鏡觀察截面裂紋擴展的深度、距表面100μm處和心部的顯微組織。按照GB/T 4340.1—2009，采用半自動顯微維氏硬度計在距冷熱疲勞試樣表面100μm處，每隔50μm依次測試從表面到心部的截面硬度分布。按照GB/T 19748—2019，采用沖擊試驗機測回火后夏比V型缺口沖擊試樣的室溫沖擊吸收功，測3次取平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 表面裂紋形貌

      試樣在冷熱疲勞循環(huán)過程中由于溫度的快速變化而產(chǎn)生了熱應(yīng)變，這些應(yīng)變在循環(huán)過程中不斷積累，最終導(dǎo)致材料過度變形或熱疲勞而開裂。

     由圖2可以看出，經(jīng)1000次冷熱疲勞循環(huán)后，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼表面裂紋較細(xì)小密集，多呈網(wǎng)狀，而含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼表面裂紋細(xì)小稀疏，未連接成網(wǎng)狀。與1000次冷熱疲勞循環(huán)相比，經(jīng)2000次冷熱疲勞循環(huán)后兩種鋼表面裂紋更粗大，細(xì)小的裂紋連接成較大的裂紋，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼表面裂紋更加密集，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼表面裂紋較少，但裂紋更粗，含有較多的主裂紋，且在主裂紋附近存在二次網(wǎng)狀裂紋?？芍?，在冷熱疲勞循環(huán)過程中鉬含量較高的試驗鋼表面萌生的冷熱疲勞裂紋較少。

2.2 截面裂紋形貌

     由圖3可知：經(jīng)1000次冷熱疲勞循環(huán)后含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼截面中裂紋密集，數(shù)量較多，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面裂紋稀疏，數(shù)量較少，裂紋數(shù)量與表面裂紋數(shù)量吻合；隨著冷熱疲勞循環(huán)增加到2000次，2種試驗鋼截面裂紋深度均增加，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼截面裂紋數(shù)量多于含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼，但含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面裂紋深度大于含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼。

      由圖4可知：經(jīng)1000次冷熱疲勞循環(huán)后，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼截面最大裂紋深度可達(dá)到19μm，最小裂紋深度為4.8μm，而含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面最大裂紋深度為18μm，最小裂紋深度為3.7μm；經(jīng)2000次冷熱疲勞循環(huán)后含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼截面裂紋深度多分布在20~46μm，最大裂紋深度為63.7μm，相比1000次冷熱循環(huán)增加了44.7μm，而含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面最大裂紋深度為144.4μm，相比1000次冷熱循環(huán)時增加了126.4μm。通過計算得到，經(jīng)1000次和2000次冷熱疲勞循環(huán)后，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼截面裂紋的平均深度分別為11.0，26.1μm，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面裂紋的平均深度分別為9.5，68.2μm?？芍?，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面裂紋擴展速率比含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼快。含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%和3.1%鉬的試驗鋼的回火硬度分別為46.6，47.3HRC， 室溫沖擊吸收功分別為20，16J，在相近的回火硬度下，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼具有較低的沖擊韌性。冷熱疲勞裂紋的擴展階段主要受韌塑性的控制，高的塑韌性可以使材料局部應(yīng)力松弛，阻止疲勞裂紋的擴展，因此較低的沖擊韌性使得含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼在2000次冷熱疲勞循環(huán)過程中的截面裂紋擴展速率較快。

2.3 顯微組織

      冷熱疲勞裂紋易沿著粗大碳化物與基體的界面進(jìn)行擴展，而細(xì)小彌散分布的碳化物能阻礙晶粒長大和疲勞裂紋的擴展，從而提高模具鋼的冷熱疲勞性能。

     由圖5可以看出，經(jīng)1000次冷熱疲勞循環(huán)后，2種試驗鋼均含有較多顆粒狀的未溶碳化物，且表面碳化物粗化較嚴(yán)重，但在含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼中還存在大量細(xì)小短桿狀的二次碳化物，這是由于該試驗鋼中鉬含量較高，在回火過程中析出了大量細(xì)小短棒狀的碳化物，從而提高了鋼的強度及回火硬度。冷熱疲勞裂紋的萌生主要受強度控制，具有高表面硬度、高強度的材料可以延緩模具鋼冷熱疲勞裂紋的萌生。在熱循環(huán)過程中，由于溫度分布不均而使試樣內(nèi)部產(chǎn)生了溫度梯度，高溫部分發(fā)生膨脹，低溫部分對高溫部分產(chǎn)生約束作用，而在冷卻階段同一部位產(chǎn)生拉應(yīng)力，拉應(yīng)力的大小取決于加熱時的壓縮塑性應(yīng)變。因此，提高表面硬度和屈服強度有利于減小熱疲勞過程中的塑性應(yīng)變幅，對提高材料的熱疲勞抗力是有利的。

      由圖6可以看出：與1000次冷熱疲勞循環(huán)相比，2000次冷熱疲勞循環(huán)后，2種試驗鋼中距表面100μm處和心部組織中的碳化物均有明顯粗化，且含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼距表面100μm處的碳化物進(jìn)一步粗化，比心部更嚴(yán)重。與質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼相比，經(jīng)2000次冷熱疲勞循環(huán)后含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼中碳化物粗化程度更嚴(yán)重。經(jīng)碳化物衍射斑點的標(biāo)定可知，2種試驗鋼中的顆粒狀碳化物基本相同，多為M23C6和M6C，如圖7所示。這些粗大的碳化物聚集在裂紋尖端時，將會成為裂紋擴展的通道,加速裂紋的進(jìn)一步擴展。

2.4 顯微硬度

      由圖8可以看出，經(jīng)冷熱疲勞循環(huán)后，2種試驗鋼從表面到心部，其顯微硬度均不斷增大，但經(jīng)1000次和2000次冷熱疲勞循環(huán)后2種試驗鋼均發(fā)生不同程度的軟化。冷熱疲勞過程相當(dāng)于過回火過程，在整個循環(huán)過程中，材料發(fā)生軟化，硬度降低。1000次冷熱疲勞循環(huán)后含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬

的試驗鋼近表面的軟化程度小于含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼。2000次冷熱疲勞循環(huán)后，2種試驗鋼近表面的顯微硬度均大幅度降低，而心部降幅較小，且含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼近表面的軟化程度略小于含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼。

     由圖9可以看出：與冷熱疲勞循環(huán)前的試驗鋼相比，經(jīng)2000次冷熱疲勞循環(huán)后，2種試驗鋼中的馬氏體均發(fā)生了回復(fù)，且含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼馬氏體回復(fù)程度較低，說明該鋼仍保持較高的硬度，具有良好的抗回火軟化能力?？够鼗疖浕芰?，有利于避免熱作模具鋼早期疲勞裂紋的萌生。綜上所述，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的4Cr5MoV熱作模具鋼由于具有較高的抗回火軟化性能，冷熱疲勞裂紋不易萌生，但裂紋一旦出現(xiàn)，極易向內(nèi)部擴展，裂紋擴展速率較大，影響模具使用壽命，而含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼由于早期裂紋萌生數(shù)量較多，雖然裂紋擴展速率較低，但較密集的裂紋可能匯聚，增大了壓鑄模具表面掉塊的風(fēng)險。

3 結(jié) 論

      (1) 經(jīng)1000次冷熱疲勞循環(huán)后，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼表面裂紋細(xì)小密集，呈網(wǎng)狀分布，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼表面裂紋細(xì)小稀疏；經(jīng)2000次冷熱疲勞循環(huán)后2種鋼的裂紋均變粗大，與含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼相比，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼表面裂紋較少，但裂紋更粗大。

     (2) 經(jīng)1000次和2000次冷熱疲勞循環(huán)后，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼截面裂紋的平均深度分別為11.0，26.1μm，含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼的平均深度分別為9.5，68.2μm；含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼截面裂紋擴展速率比含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼快，這與含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼具有較低的室溫沖擊韌性和大量碳化物的粗化有關(guān)。

     (3) 含質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.1%鉬的試驗鋼顯微硬度高于含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼，具有較強的抗回火軟化能力，冷熱疲勞裂紋不易萌生，但裂紋擴展速率較大，而含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%鉬的試驗鋼早期裂紋萌生數(shù)量較多，裂紋擴展速率較低，但較密集的裂紋會連接成網(wǎng)狀，增加表面掉塊的風(fēng)險。