球化退火后的深冷处理对9SiCr 钢强韧性的影响

曹衡，王宇，徐军航，温秋林，高云保，赵岭，娄延春

（高端装备铸造技术全国重点实验室，沈阳 110022）

深冷处理[1]是指以液氮为制冷剂，在低于−130 ℃的温度下对工件进行处理的方法。深冷处理通常能在不降低工件强度与硬度的情况下显著提高工件的韧性，在工具钢领域有广泛应用。9SiCr 钢主要用作合金工具钢[2]，用于制造形状复杂、变形小、耐磨性高、低速切削的工具，如钻头、螺纹工具、铰刀、板牙、丝锥、搓丝板和滚丝轮等，适合分级淬火或等温淬火，可制作多种形状复杂、变形要求小的冷作模具零件。

9SiCr 钢存在加热脱碳倾向大、抗压强度和耐磨性不足、加工性较差等问题，近几年，相关研究[3-6]为改善这一缺陷，通过控制等温退火温度、时间来对9SiCr 钢的性能进行改良。由于深冷处理工艺的热冲击性较大，鲜有研究涉及9SiCr 钢的深冷处理效果。

本文在此基础上，通过对比9SiCr 钢在不同参数下循环球化退火与等温球化退火的效果，确定预处理工艺路线；对退火后的9SiCr 钢进行深冷处理，并与未进行深冷处理的9SiCr 钢进行对照，研究深冷工艺对9SiCr 钢的抗冲击性与耐磨性的影响，以期为该材料的实际应用提供指导。

1 实验

实验所用材料为经过调质处理的柱状锻材9SiCr钢，其组织为回火索氏体，直径为Φ20 mm，化学成分如表1 所示。实验所使用的金相显微镜为C2003A正置金相显微镜。通过HR-150A 洛氏硬度仪检测硬度，压头采用HRC 规格，每个试样测试3 次取平均值。通过JBN-300 型冲击试验机检测样品的冲击功，检测时将每个柱状样本加工成2 个带V 形缺口的冲击试样，冲击试样规格为55 mm×10 mm×7.5 mm，测得2 组冲击功取平均值。通过MWF-05 往复型耐摩擦磨损试验机检测耐磨度，所使用摩擦副的洛氏硬度为65HRC，称量实验前后试样的质量损失，以此反映样品耐磨性。

表1 9SiCr 钢化学成分Tab.1 Chemical composition of 9SiCr steel wt./%

1.1 第一阶段实验方法

第一阶段的实验目的为确定最合适的球化退火工艺参数。9SiCr 钢的碳化物分布均匀，析出的少量网状碳化物与粗片化碳化物易被正火消除，故预处理的第一步为正火，设定正火温度为 920 ℃，保温25 min。预处理的第二步通常采用退火，文献[7]指出，对于9SiCr 钢，等温退火温度应控制在700～800 ℃，温度过低会导致原组织中的片状珠光体无法完全溶解，温度过高会使奥氏体中碳浓度趋于均匀化，不利于形成球状珠光体。基于此，本文设定 800 ℃和860 ℃为退火温度上限、设定700 ℃和750 ℃为退火温度下限进行对照实验，在退火方式上设定等温退火工艺与循环退火工艺作为对照组，以对比不同退火工艺对组织与性能的影响，筛选出最合适的退火工艺。第一阶段实验9SiCr 钢球化退火工艺参数如表2 所示。

表2 第一阶段实验9SiCr 钢球化退火工艺Tab.2 Stage 1 spheroidizing annealing process of 9SiCr steel

表3 第二阶段实验的 9SiCr 钢试样球化退火工艺Tab.3 Stage 2 spheroidizing annealing process of 9SiCr steel

图1 9SiCr 钢热处理工艺路线Fig.1 Heat treatment process flowchart for 9SiCr steel

1.2 第二阶段实验方法

第二阶段的实验目的是确定9SiCr 钢球化退火后的最佳深冷处理工艺参数，所控制的变量有球化退火方式、是否在深冷处理前进行预回火、是否进行深冷处理。第一阶段实验表明，试样2#、3#、4#的硬度与抗冲击功最高。在此基础上，选择2#、3#、4#所对应的工艺参数来进行深冷处理前的球化退火。

制定的第二阶段实验球化退火工艺参数如表 3所示。其中A 组全部采用2#的等温退火方式进行预处理；B 组采用3#的循环球化退火方式进行预处理；C 组则是在B 组的基础上提高了循环温度的下限，故只处理2 个试样用于对照，采用4#的循环球化退火方式。

深冷处理方法一般分为液体法和气体法。本文采用液体法，在淬火后将样品浸于液氮（−174 ℃）中保温12 h，之后再进行常规的低温回火，与只进行“淬火+回火”的传统工艺进行对照，分析深冷工艺对9SiCr 钢的影响。

深冷工艺可能会造成工件开裂，为了降低样品的内应力，在进行深冷工艺前，以160 ℃的温度进行低温预回火，这样可以降低开裂倾向[8]。与此同时，残余奥氏体会趋于固定化，冷却处理的效果也将下降。

为了确认这种处理方式对预处理过的9SiCr 钢的影响，有必要增加实验组作为对照。实验方案如表4所示。组别1、2、3 分别对应传统热处理、深冷处理及增加预回火的深冷处理。为了对比分析不同的预处理方式以及不同工艺之间的影响，将每组预处理试样与工艺路线进行交叉分组得出试验方案（见表4）。即A1、B1 不进行深冷；A2、B2、C1 进行深冷；A3、B3、C2 深冷前在Ms点附近进行保温。这样，每条实验路线都有不同预处理方式的样品作对比，如图2 所示。

表4 第二阶段实验的9SiCr 钢试样深冷处理工艺Tab.4 Stage 2 deep cryogenic treatment process of 9SiCr steel

2 结果与讨论

2.1 第一阶段实验结果

对编号1#～6#的试样表面进行抛光，以4%体积分数的硝酸酒精溶液进行腐蚀，在1 000 倍光学显微镜下进行观察，所得微观组织如图3 所示。对试样进行硬度检测与冲击功检测，结果如表5 所示。

图3 9SiCr 钢球化退火后微观组织Fig.3 Microstructure of 9SiCr steel after spheroidizing annealing

表5 9SiCr 钢球化退火后冲击功、硬度统计Tab.5 Statistical analysis of impact strength and hardness of 9SiCr steel after spheroidizing annealing

从微观组织来看，经过等温退火后，各试样中不同程度地分布着球状珠光体，且珠光体的局部偏聚现象也较为明显。试样1#、5#、6#中分布着大面积的片状珠光体，组织不均匀；试样2#、3#的组织相对细密，分布也更均匀；试样4#中分布的粒状碳化物较为明显。由力学性能检测结果可知，在试样2#、3#、4#的球化退火工艺下得到的9SiCr 钢硬度更高、韧性更强，故第二阶段实验应采用2#、3#、4#所对应的球化退火工艺作为预处理方案。

2.2 第二阶段实验显微组织分析

对编号A1、A2、A3、B1、B2、B3、C1、C2 的试样表面进行抛光，以4%体积分数的硝酸酒精溶液进行腐蚀，在1 000 倍光学显微镜下进行观察，所得微观组织如图4 所示。可以看到，各试样组织均为回火马氏体+残余奥氏体+粒状碳化物。其中深色的马氏体呈针叶状，而残余奥氏体没有明晰的边界，分布在针叶状马氏体的空隙中，形状也随之变化。

图4 不同工艺处理后9SiCr 钢微观组织Fig.4 Microstructure of 9SiCr steel after treatment with different processes

分析不同深冷工艺对照组的结果，对比A 组（A1、A2、A3）的金相组织可知，与A1 相比，A2、A3 中的针状马氏体组织更为细小，分布也更为均匀。在A2、A3 中不仅分布有大量的粒状碳化物，还可以清楚地看到在马氏体基体上析出了极其细小的碳化物。为了进一步体现碳化物分布的区别，图5 展示了低放大倍数下A 组试样的金相照片，以便从更大的视域来观察粒状碳化物的分布特征。

图5 200 倍光学显微镜观察到的A 组试样9SiCr 钢微观组织Fig.5 Microstructure of group A sample of 9SiCr steel observed under a 200× optical microscope.

继续观察图4，对比B 组（B1、B2、B3）的金相组织可知，与B1 相比，B2、B3 中的针状马氏体组织更为细小、分布更为均匀。观察C 组（C1、C2）金相照片可知，C1 的马氏体更多。在B2、B3 中也分布有大量的粒状碳化物，可以清楚地看到在马氏体基体上析出了极其细小的碳化物，但B3 中的碳化物更为细小均匀。从不同的球化退火方式来看：比较A1 与B1，可以发现B1 中的碳化物比A1 的更为细小、圆整；A2 中的碳化物比B2、C1 的更为粗大且具有尖角、分布不均匀；C1、B2 中的碳化物都比较细小、圆整；比较A3、B3、C2 可见，A3 中的碳化物明显比B3、C2 的更加粗大、分布不均；C2、B3中的碳化物都较为细小、圆整、分布均匀。

综上，经过深冷处理的A2、A3、B2、B3、C1、C2 的组织中的马氏体含量较多而且趋于细化，残余奥氏体量较少。相关研究指出[8-9]，这是因为奥氏体在低温环境下极易分解，导致原来的缺陷（集中微裂纹和内应力）发生塑性流动，从而形成细晶组织。因此，将金属置于超低温环境中，它所含的奥氏体将倾向于转变为马氏体，内应力也会逐渐减小。在超低温下，微结构体积的缩小意味着Fe 的晶格常数减小，这进一步增强了碳的分离动力，使马氏体基体中析出了大量超微碳化物，这些超微细晶体会增大材料的强度，提高耐磨性和刚性。此外，在超低温度下金属原子的动能较低，相邻原子间距较小且扩散迁移能力较弱，进行预回火有助于碳化物弥散分布。从实验结果来看，试样B3 的碳化物分布更均匀也更细小，这是由于在进行深冷处理前，在160 ℃（9SiCr 的Ms点附近）下保温增大了碳化物的形核率[8]，证实回火后再进行深冷工艺更能促进碳化物在深冷过程中的析出，有利于改善组织，增强钢的韧性。

2.3 第二阶段实验力学性能

对第二阶段实验的9SiCr 钢试样进行硬度、冲击功、耐磨度测试，结果如图6～8 所示。从图6 可以看出，不进行深冷处理的第1 组（A1、B1）硬度远低于进行了深冷处理的后两组的硬度，证明经球化退火处理后，深冷处理对9SiCr 钢试样的硬度有显著提升作用。此外，在深冷处理前是否进行预回火也会造成硬度差异。同样是未采用循环球化退火的A 组中A3硬度就明显低于A2 硬度，而采用循环退火方式的B2与B3、C1 与C2 就几乎没有差别，说明预回火削弱了超低温状态下奥氏体向马氏体转变的倾向，但这种趋势也受到退火方式的影响。相关研究指出，随着循环次数的增加，在Ac1点上下循环加热冷却，会使碳化物球化更完全、分布更均匀，奥氏体化的速率显著降低[10]，相较于长时间等温，循环退火得到的组织中粒状碳化物更多、更均匀，9SiCr 钢的硬度得到了提升。

图6 第二阶段实验9SiCr 钢样品深冷处理后的硬度对比Fig.6 Comparison of hardness of 9SiCr steel samples after deep cryogenic treatment in stage 2 experiment

从图7 可以看到，第3 组深冷处理工艺路线下的A3、B3、C2 的冲击功分别高于采用了同样预处理方式的其他对照组的，说明这一工艺路线能够明显提升9SiCr 钢的韧性，即深冷处理前的预回火有利于9SiCr钢的韧性提升，这一趋势也同金相分析结果相一致。相较于未进行淬火-深冷处理-回火的第一阶段实验样品，第二阶段所得样品的冲击功有所提升但并不明显，这是由于一定的残余奥氏体可以提升材料韧性，而淬火促使残余奥氏体向回火马氏体转变[1]，但深冷处理有稳定残余奥氏体的作用[9]，并且能够细化组织，这对韧性产生了有利影响。综合两方面因素可知，第二阶段实验9SiCr 钢样品的冲击韧性表现出如图7所示的趋势。

图7 第二阶段实验9SiCr 钢样品深冷处理后的冲击功对比Fig.7 Comparison of impact strength of 9SiCr steel samples after deep cryogenic treatment in stage 2 experiment

从图8 可知，在进行耐磨测试后，第3 组（A3、B3、C2）深冷处理工艺路线下的试样磨损量低于其他对照组的，说明将预回火与深冷处理相结合能够提升9SiCr 钢的耐磨性。

图8 第二阶段实验9SiCr 钢样品深冷处理后的磨损量对比Fig.8 Comparison of wear resistance of 9SiCr steel samples after deep cryogenic treatment in stage 2 experiment

冲击功与材料的磨损量表现出相同规律，即增加了预回火工艺的深冷处理所得的第3 组（A3、B3、C2）试样的性能最为优越。对于硬度，进行了深冷处理的对照组的硬度远高于未进行深冷处理的对照组的，不含预回火工艺的第2 组（A2、B2、C1）的硬度略高于第3 组的。

综上，从综合性能的角度来考虑，920 ℃×25 min+出炉空冷+（800 ℃×1 h+750 ℃×1 h）×3 炉冷至550 ℃后出炉空冷的预处理，再进行淬火（水）860 ℃×0.5 h+160 ℃×1 h+深冷12 h+170 ℃×(3～4) h，为本次实验所得出的最优方案。

3 结论

针对9SiCr 钢加热脱碳倾向大、加工性较差的问题，设计了一种球化退火后进行深冷处理的新热处理工艺路线，实现了对9SiCr 钢强度与耐磨性的改良。得到的结论如下：

1）循环球化退火处理可以明显改善碳化物在9SiCr 钢中的分布、形状及大小，并由此改善9SiCr的使用性能。

2）深冷前在160 ℃（9SiCr 的Ms点附近）下保温，可以增大碳化物的形核率，促进碳化物在深冷过程中析出，有利于改善组织，增强钢的强韧性。

3）在实验条件下，920 ℃×25 min+出炉空冷+（800 ℃×1 h+750 ℃×1 h）×3 炉冷至550 ℃后出炉空冷的循环球化退火，结合淬火（水）860 ℃×0.5 h+160 ℃×1 h+深冷12 h+170 ℃×(3～4) h 的热处理工艺所得9SiCr 钢的韧性与耐磨性最好。