利用金相显微镜、扫描电镜、硬度计和冲击试验机对SKD11钢淬火+深冷处理+回火(以下简称“深冷处理”)后的显微组织、硬度和冲击性能进行了观察和测试。利用MLD-10动载磨损试验机测试了该工艺下SKD11钢的冲击磨料磨损性能，并分析了冲击磨料磨损机理。结果表明，深冷处理后SKD11钢的显微组织由隐晶马氏体、残余奥氏体和各种碳化物组成，包括共晶碳化物、未熔化碳化物和点状碳化物。深冷处理后SKD11钢的硬度为59.2 HRC，缺口试样的冲击功约为16 J，在冲击磨料磨损试验中，深冷处理后SKD11钢的磨损量随磨损时间近似线性增加。在所研究的磨损时间内，深冷处理后的SKD11钢前期的磨损机制主要是微切削磨损和多次塑性变形磨损，后续的磨损机制主要是应变疲劳磨损。

关键词SKD11钢；低温处理；微观结构；冲击韧性；冲击磨料磨损

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磨损、断裂和塑性变形是模具失效的三种主要形式，其中磨损所占的比例最大[1]，而磨粒磨损是磨损过程中最常见的形式，冲击磨粒磨损是磨粒磨损的一种特殊形式。在冲击磨料磨损过程中，既有冲击锤的冲击作用，也有磨料磨损。为了提高模具钢的抗冲击磨料磨损性能，对模具零件进行表面改性[2]。

以重载场合常用的SKD11钢为研究对象，分析了深冷处理SKD11钢的显微组织与其冲击磨料磨损性能之间的关系，探讨了SKD11钢在冲击磨料磨损条件下的磨损机理，为SKD11钢的实际使用提供了依据。

1试验材料和方法

试验所用SKD11钢的化学成分见表1，试验前其原板尺寸为220 mm×60 mm×10 mm，原始试样经淬火+深冷处理+回火处理(以下简称“深冷处理”)，其热处理工艺如下:首先将试样放入ZKL-06010双室油气淬火空炉中淬火/[在700~750℃预热1 h， 然后加热至1 010℃保持1 h，油淬后立即放入温度为-80~-70℃的SL-600低温罐中，保持4 h，然后取出试样自然冷却至室温，再进行200℃回火[6]。

表1 SKD 11钢的化学成分(质量分数)

用线切割机切割10 mm×10 mm×30 mm的样品，用蔡司金相显微镜观察深冷处理后样品的金相组织，用HRSS-150表面洛氏硬度计测量待测样品表面五个不同点的硬度值，取其平均值作为最终硬度值。

依据GB/T 229—1984标准，冲击试验试样尺寸用线切割机切割成10 mm×10 mm×55 mm无缺口试样。为了保证测试结果的准确性，取三个样品的平均冲击功作为最终冲击功[7]。

冲击磨料磨损试验是在图1所示的MLD-10动载荷磨损试验机上进行的。上部试样为深冷处理后的SKD11钢，尺寸为10 mm×10 mm×30 mm，下部试样为环形GCr15钢，硬度为62 HRC，磨料为400目棕刚玉砂。试验中使用的冲击能量为4.5 J，试验机的冲击频率为60次/min[6]。试验中，冲击锤来回自由落体，带动试样撞击试样环表面，磨料从试样旁边的砂桶流入，冲刷上下试样表面。用精度为0.1 mg的电子天平测量磨损前、后2 h、4 h、6 h、8 h和10 h试样的质量，用扫描电镜观察深冷处理后SKD11钢的显微组织、断口微观特征和表面形貌。

2 SKD11钢深冷处理后的组织和性能分析。

2.1深冷处理后SKD11钢的显微组织分析

图2显示了深冷处理后SKD11钢的宏观结构和宏观形貌。从图2(a)可以看出，SKD11钢的组织中有两种碳化物:一种是不规则的白色块状碳化物；另一种是细小的球状碳化物。依据表1中SKD11钢的碳含量和合金元素含量，该钢属于莱氏体钢，因此在生产过程中需要进行多次锻造以破碎大尺寸的碳化物，这些碳化物在被压碎后以不规则的形状存在于钢中。这种钢锻造后需要球化退火消除锻造应力，同时为淬火做准备。在球化退火过程中，小尺寸碳化物转变成球。在淬火过程中，只有部分碳化物溶解到奥氏体中，所以从图2(a)的金相组织中观察到两种形状为球形和不规则形的碳化物。从SEM形貌可以看出，深冷处理后SKD11钢的基体为细小的针状隐晶马氏体和残余奥氏体，碳化物分布在基体上，表面出现一些极细小的点状碳化物。

为了进一步了解深冷处理后不同种类碳化物元素的组成和比例，对试样中的碳化物进行了能谱分析。从图3可以看出，球状和条状碳化物都含有C、Fe、Cr和V4元素，而点状碳化物中没有V元素。依据表2中各元素的原子百分比可以推断，球状和条状碳化物可能是Cr7C3，VC，(Fe，Cr)3C，点状碳化物可能是Cr7C3，(Fe，Cr)7C3。

表2低温样品中碳化物的能谱分析结果

2.2深冷处理后SKD11钢的冲击性能和断口形貌分析

表3显示了在深冷处理后，当SKD11钢被冲击破坏时，由三个样品测量的冲击能量。从平均值可以看出，深冷处理后的SKD11钢的冲击吸收能较低，这是因为SKD11钢的马氏体基体和周围碳化物颗粒过多，影响了晶内和晶界的应力平衡，降低了冲击时SKD11钢吸收的能量。为了进一步分析深冷处理后SKD11钢试样的断裂机理，观察了SEM断口形貌。从图4中的断口形貌可以看出，断口上存在面积较大、大小不一的解理面，解理面呈小凹盆状分布，而撕裂棱和韧窝的比例较小，因此可以确定SKD11钢的冲击断裂形式为准解理断裂。

表3深冷处理后SKD11钢的冲击功(J)

2.3深冷处理后SKD11钢的冲击磨料磨损结果及机理分析

图5显示了深冷处理后SKD11钢的冲击磨料磨损和磨损时间之间的关系。当冲击能为4.5 J时，在所研究的磨损时间内，试样的磨损量与磨损时间成正比，但6 h后曲线的斜率略有增大，这意味着试样在冲击磨料磨损过程的不同阶段，磨损机制可能发生变化。

为了进一步分析深冷处理后SKD11钢的冲击磨料磨损机理，有必要进一步观察磨损表面的微观形貌。图6显示了冲击磨料磨损后深冷处理4小时后SKD11钢的磨损表面的SEM形貌。从图6(a)可以看出，在样品的磨损表面上存在如箭头所示的硬质相突出的现象，并且还存在硬质相断裂的解理面[8]。这种形态的出现是因为SKD11钢中的块状和球形碳化物阻止微切削和塑性变形，导致“浮雕”形态，而块状共晶碳化物由于其脆性而出现。

从图6(b)可以看出，犁沟底部有较大的不规则塑性变形，犁沟两侧的物质被推向两侧，但没有脱离基体。这个被推向两侧和前端而不产生切屑的体积被称为犁皱[9]，如图6(b)中的圆圈所示。所用棕刚玉颗粒的莫氏硬度为9.2~9.5。在冲击磨料磨损过程中，深冷处理后SKD11钢的平均硬度为59.2 HRC。因此，在冲击磨料磨损过程中，一方面坚硬的棕刚玉颗粒可能在冲击力的作用下被压入SKD11钢试样表面，另一方面磨料可能沿试样表面切向运动，形成犁沟，进而产生切屑。当后续磨料多次经历同一点时，会导致很多的物质被推向犁沟的两侧或前端，形成犁沟皱纹。在后续磨粒的作用下，犁沟底部的材料可能再次变形，被推向两侧的突出部分可能被压平或继续堆积，这个反复的塑性变形最终会导致材料的加工硬化或其他强化作用，从而导致剥落，成为磨屑[8]。因此，深冷处理后SKD11钢在短时间内的磨损机制为微切削磨损和多次塑性变形磨损。

图7显示了深冷处理后冲击磨料磨损8小时后SKD11钢的SEM形貌。从图7中可以看出，此时的磨损表面有犁皱、凿痕和表面裂纹，但犁皱和凿痕所占比例并不大，磨损表面主要是剥落表面材料留下的剥落坑。这种剥落坑的形成是因为磨粒在冲击力的作用下在表面留下冲击痕迹，表面金属在冲击磨粒的反复作用下迅速变形硬化，最终导致剥落形成磨屑。这种反复塑性变形造成的磨损称为应变疲劳磨损[10]。因此，深冷处理后SKD11钢的冲击磨料磨损机制主要是后续的应变疲劳磨损。

3结束语

经实验分析，深冷处理后的SKD11钢显微组织由隐晶回火马氏体、碳化物和残余奥氏体组成，碳化物中有不规则共晶碳化物、球状未熔碳化物和粒状碳化物。深冷处理后，SKD11钢的平均硬度为59.2 HRC，缺口试样的室温冲击功约为16 J，冲击断裂方式为准解理断裂。在4.5 J的冲击功下，深冷处理后SKD11钢的磨损量与磨损时间成正比。短期内的磨损机制为微切削磨损和多次塑性变形磨损，后续的冲击磨料磨损机制主要为应变疲劳磨损。