鉬鎢釩合金化熱作模具鋼高溫回火組織演變

李 爽，時(shí)彥林，楊曉彩，石永亮，王 真，張士憲，施淵吉，吳曉春

1) 河北工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院，石家莊 050091 2) 河北省材料細(xì)晶制備技術(shù)創(chuàng)新中心，石家莊 050091 3) 南京工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院，南京210046 4) 上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072

在現(xiàn)代模具制造業(yè)中，熱作模具鋼是其重要的組成部分[1].熱作模具鋼是用來(lái)將加熱到再結(jié)晶溫度以上的金屬或液態(tài)金屬制造為所需要形狀產(chǎn)品的模具材料[2].高強(qiáng)鋼板的熱沖壓技術(shù)所采用的模具材料一般采用熱作模具鋼制造.不同的是，由于高強(qiáng)鋼板熱沖壓技術(shù)工況的特殊性，要求模具鋼材料具有更高的性能要求，如高熱導(dǎo)率、高溫穩(wěn)定性、良好的高溫摩擦磨損性能等[3].我國(guó)的模具鋼事業(yè)起步較晚，最初的熱作模具鋼以鎢系、鉻系、鉻鉬系和鉻鉬鎢系模具鋼為主.如3Cr2W8V是應(yīng)用最早的鎢系熱作模具鋼，以4Cr5MoSiV1（H13）、4Cr5MoSiV（11）為代表的鉻鉬系模具鋼，以及5Cr4Mo2W2SiV（RM2）為代表的鉻鉬鎢系模具鋼.鉬鎢釩合金化模具鋼是我國(guó)自主研制的一種高熱導(dǎo)率高耐磨性的熱作模具鋼材料，其特點(diǎn)是降低了惡化鋼熱導(dǎo)率的合金元素，如鉻、硅和錳，主要采用碳化物形成元素鎢、鉬、釩等，達(dá)到高熱導(dǎo)率和高耐磨性的特點(diǎn)[4?5].目前國(guó)內(nèi)熱沖壓生產(chǎn)線(xiàn)有以下幾種材料：以鉻鉬硅合金化的H13鋼，此熱作模具鋼以鉻元素為主，具有較好的熱強(qiáng)度和硬度，不過(guò)由于其熱導(dǎo)率較低，并且耐磨性能不佳，在熱沖壓生產(chǎn)線(xiàn)上的服役表現(xiàn)較差，模具容易出現(xiàn)磨損失效而壽命較低.CR7V鋼是德國(guó)的模具鋼材料，其與H13鋼在成分上的差別為，碳鉻鉬釩的含量都有所提高，具有良好的耐磨性[6].CR7V模具鋼可以經(jīng)熱處理得到高硬度而具有良好的耐磨性，但是其韌性較差，熱沖壓模具鑲塊容易開(kāi)裂，而且其熱導(dǎo)率水平同樣不高，制約著沖壓節(jié)拍的提高，同時(shí)由于進(jìn)口材料價(jià)格昂貴，影響了其普遍使用.DIEVAR熱作模具鋼是一種對(duì)H13鋼進(jìn)行成分優(yōu)化后得到的鋼種，采用最新的生產(chǎn)及精煉工藝制造，由此使得DIEVAR鋼具備更好的高溫綜合力學(xué)性能[7?8]，但是由于其耐磨性能不夠出色，在熱沖壓生產(chǎn)線(xiàn)表現(xiàn)一般.HTCS-130鋼是西班牙以鉬鎢為主要合金元素的模具鋼材料，HTCS-130最主要特點(diǎn)就是超高的熱導(dǎo)率[9].但是從進(jìn)口模具在熱沖壓現(xiàn)場(chǎng)的服役表現(xiàn)來(lái)看，其耐磨性能很差，模具較早的發(fā)生磨損失效[6].熱作模具鋼在實(shí)際服役中要求有較好的強(qiáng)韌性配合來(lái)保證其服役壽命，在使用前會(huì)進(jìn)行熱處理來(lái)保證其具有良好的組織和性能.一般采用淬火加回火的熱處理方法得到良好的綜合力學(xué)性能.模具鋼在經(jīng)過(guò)高溫固溶和淬火熱處理后，碳化物以及絕大部分的合金碳化物將溶于鋼的馬氏體基體中，在隨后的回火熱處理過(guò)程中，通過(guò)偏聚、形核和長(zhǎng)大的機(jī)制發(fā)生演變，而在回火處理過(guò)程中，碳化物的演變機(jī)制是決定模具鋼材料力學(xué)性能的根本因素[10?11].不同體系合金鋼在回火過(guò)程中組織的變化主要是由合金碳化物在實(shí)驗(yàn)條件下的析出及演變規(guī)律的影響決定的[12?15].

本文所選用的實(shí)驗(yàn)材料采用了鉬鎢釩合金化設(shè)計(jì)特點(diǎn)，來(lái)確保材料具有高的熱導(dǎo)率和耐磨性.由于材料合金化配比的特殊性，其熱處理組織轉(zhuǎn)變特征必然不同于現(xiàn)有的其他合金體系模具鋼材料.因此本文采用掃描電鏡和透射電鏡研究新材料的回火組織演變機(jī)理，通過(guò)對(duì)新型鉬鎢釩合金化模具鋼的回火組織演變進(jìn)行研究，為國(guó)產(chǎn)模具鋼的開(kāi)發(fā)和應(yīng)用研究提供資料參考.

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本文采用的實(shí)驗(yàn)材料制備工藝如下：電爐熔煉—電渣重熔—多向鍛造—退火.最終得到的實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分如表1所示.本研究的國(guó)產(chǎn)新型模具鋼材料采用了鉬鎢釩為主要的合金元素，增加模具鋼的高溫力學(xué)性能和耐磨性；同時(shí)采用低硅、低錳和低鉻的特點(diǎn)，保證模具鋼具有良好的熱導(dǎo)性能等.

表1 實(shí)驗(yàn)鋼成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Composition of the test steel

1.2 實(shí)驗(yàn)步驟和方法

回火硬度的高低通常作為熱作模具鋼重要性能指標(biāo)之一，本實(shí)驗(yàn)通過(guò)測(cè)定不同回火溫度下的硬度值繪制新材料的回火溫度?硬度關(guān)系曲線(xiàn).熱處理實(shí)驗(yàn)材料試樣尺寸為：15 mm×15 mm×15 mm立方鋼塊.熱處理工藝為：實(shí)驗(yàn)鋼在真空油淬爐中經(jīng)緩慢加熱到1080 ℃奧氏體化后保溫30 min，隨后進(jìn)行油淬冷卻到室溫，然后在S2-5-12箱式爐中進(jìn)行加熱和保溫回火處理，回火溫度分別為500、520、540、560、580、600、620、640、660、680 和700 ℃，回火次數(shù)為兩次，每次 2 h.經(jīng)兩次回火后的試樣經(jīng)打磨掉表面氧化物并研磨平整后，采用Leco R-260洛氏硬度計(jì)進(jìn)行材料硬度測(cè)量，硬度測(cè)試方法按照標(biāo)準(zhǔn)《GB/T230金屬材料洛氏硬度試驗(yàn)》內(nèi)容進(jìn)行測(cè)試.經(jīng)不同回火熱處理后的試樣經(jīng)研磨、機(jī)械剖光并經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用ZEISS SUPRA40型掃描電子顯微鏡進(jìn)行回火組織表征.經(jīng)不同回火熱處理后的試樣經(jīng)機(jī)加工成1 mm厚薄片，然后經(jīng)過(guò)機(jī)械研磨減薄、電解雙噴后制成透射試樣，在JEM2100F型場(chǎng)發(fā)射高分辨透射電鏡上進(jìn)行組織表征，得到實(shí)驗(yàn)鋼的回火組織演變規(guī)律.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 回火硬度特征曲線(xiàn)

按照1.2介紹的實(shí)驗(yàn)方法和步驟，通過(guò)回火實(shí)驗(yàn)后測(cè)得的材料硬度繪制回火硬度曲線(xiàn)，如圖1所示.

由圖1可知，實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪摬牧暇哂忻黠@的回火二次硬化效應(yīng)，其二次硬化峰值出現(xiàn)在600 ℃左右，回火后硬度為57.5 HRC.在本實(shí)驗(yàn)中，實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撛?00～600 ℃回火2次后，其硬度呈緩慢上升趨勢(shì)，硬度提高約4.5 HRC；當(dāng)回火溫度超過(guò)600 ℃后其硬度開(kāi)始下降，下降趨勢(shì)相對(duì)明顯，在600～700 ℃ 區(qū)間硬度下降約 18 HRC.新型模具鋼的回火二次硬化與其成分中的鉬、鎢和釩元素息息相關(guān)，這些合金元素在經(jīng)過(guò)高溫固溶處理后進(jìn)行淬火，其在淬火馬氏體中處于過(guò)飽和狀態(tài)，而在500～600 ℃回火時(shí)會(huì)發(fā)生脫溶析出，進(jìn)而導(dǎo)致材料出現(xiàn)二次硬化現(xiàn)象[16].

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼回火硬度曲線(xiàn)Fig.1 Tempering hardness curve of the test steel

2.2 回火組織掃描電鏡表征

圖2為實(shí)驗(yàn)鋼組織掃描電鏡照片.通過(guò)圖2中不同熱處理后的組織對(duì)比可知，在520～600 ℃回火時(shí)，隨著回火溫度的升高，其組織變化不明顯.在此區(qū)間回火后，實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撨€保持著回火馬氏體組織特征，其中分布著高溫固溶處理后未溶解的大尺寸合金碳化物和回火析出的二次碳化物，如圖 2（a）、（b）、（c）中所示白色碳化物.此階段在回火硬度曲線(xiàn)上表現(xiàn)為：其硬度值保持在較高的水平.當(dāng)回火溫度超過(guò)600 ℃后，材料回火組織回復(fù)程度增加，如圖 2（d）、（e）、（f）所示，在回火硬度曲線(xiàn)上表現(xiàn)為：隨回火溫度上升，硬度下降明顯.尤其當(dāng)回火溫度升高到700 ℃時(shí)，其回火組織以看不到回火馬氏體的特征，其組織與退火組織相似，表現(xiàn)為鐵素體基體上分布著較多的碳化物，如圖 2（f）所示.在經(jīng)過(guò) 700 ℃ 回火后，實(shí)驗(yàn)鋼組織硬度下降到了約38 HRC，說(shuō)明其組織發(fā)生了嚴(yán)重的回復(fù)軟化.

實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撝泻匈|(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.99%的鉬元素和1.70%的鎢以及0.86%的釩.這些合金元素與碳有較強(qiáng)的親和能力，在回火過(guò)程中的偏聚和析出現(xiàn)象使得實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪摼哂休^明顯的二次硬化現(xiàn)象.當(dāng)回火溫度較低時(shí)，如本實(shí)驗(yàn)中的500 ℃到600 ℃溫度范圍時(shí)，這些合金碳化物還未發(fā)生明顯的長(zhǎng)大，在放大倍數(shù)為20000倍的組織掃描電鏡照片中很難發(fā)現(xiàn)回火析出的合金碳化物，如圖3（a）所示，因此實(shí)驗(yàn)鋼保持著較高的硬度.隨著回火溫度的升高，位錯(cuò)等亞結(jié)構(gòu)發(fā)生重排，馬氏體板條開(kāi)始合并，碳化物能夠形核析出，此時(shí)通過(guò)組織高倍掃描電鏡照片可看到有大量細(xì)小的合金碳化物析出，其尺寸在十幾納米到幾十納米范圍，如圖 3（b）所示.當(dāng)回火溫度進(jìn)一步提高到 700 ℃后，回火組織中碳化物聚集長(zhǎng)大程度明顯，此過(guò)程造成組織中細(xì)小合金碳化物數(shù)量減少，而尺寸增大，對(duì)位錯(cuò)和晶界等的運(yùn)動(dòng)釘扎作用減弱，此時(shí)組織回復(fù)軟化嚴(yán)重，表現(xiàn)為硬度下降明顯.

圖2 不同熱處理后組織掃描電鏡照片.（a）淬火態(tài)；（b）560 ℃ 回火；（c）600 ℃ 回火；（d）620 ℃ 回火；（e）640 ℃ 回火；（f）700 ℃ 回火Fig.2 SEM images of microstructure after heat treatment: (a) after quenching; (b) tempering at 560 ℃; (c) tempering at 600 ℃; (d) tempering at 620 ℃;(e) tempering at 640 ℃; (f) tempering at 700 ℃

熱作模具鋼材料由于其服役條件的特殊性，不僅要求其在室溫下具有高的強(qiáng)度，同時(shí)還要求其在高溫下能夠保有高的強(qiáng)度，因此熱作模具鋼一般具有較高的回火抗力.二次硬化效應(yīng)是熱作模具鋼具有良好的抗高溫回火軟化能力的原因.二次硬化過(guò)程中組織隨回火溫度的提高發(fā)生變化，其中合金元素的析出作用具有較大的影響，其包括著合金碳化物的形核、長(zhǎng)大、類(lèi)型轉(zhuǎn)變和粗化等[8, 17?18].合金鋼中，回火馬氏體的硬度與碳化物的析出密切相關(guān).在回火過(guò)程中，馬氏體組織中析出的第二相顆粒與位錯(cuò)發(fā)生彈性交互作用而引起強(qiáng)化效應(yīng).Fe?C馬氏體回火在低溫回火時(shí)馬氏體分解，生成亞穩(wěn)態(tài)的ε和 χ 碳化物，當(dāng)回火溫度升高時(shí)，ε和 χ 碳化物將轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的θ碳化物，即滲碳體Fe3C.當(dāng)回火處理在400 ℃之下進(jìn)行時(shí)，鋼中只發(fā)生滲碳體的析出，而當(dāng)回火溫度超過(guò)500 ℃后，合金鋼中的合金元素將取代滲碳體形成合金碳化物[18].正是基于此，本實(shí)驗(yàn)選取實(shí)驗(yàn)回火溫度高于500 ℃.實(shí)驗(yàn)鋼采用了新的鉬鎢釩合金化體系，其回火過(guò)程中的合金碳化物析出和演變過(guò)程必然不同于其他體系的合金鋼，因此通過(guò)透射電鏡表征方法對(duì)實(shí)驗(yàn)材料的回火過(guò)程組織演變特征進(jìn)行表征.

圖3 回火組織掃描電鏡照片.（a）600 ℃；（b）640 ℃；（c）700 ℃Fig.3 SEM images of tempering microstructure: (a) 600 ℃; (b) 640 ℃; (c) 700 ℃

2.3 回火組織透射電鏡表征

圖4為實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撛?20 ℃回火2次每次2 h后組織透射電鏡照片.可以發(fā)現(xiàn)其組織中還未發(fā)現(xiàn)有二次碳化物析出，而將回火時(shí)間延長(zhǎng)至60 h后，通過(guò)觀(guān)察，其組織中仍然未有發(fā)現(xiàn)合金碳化物析出，如圖 4（b）所示，組織仍未馬氏體.實(shí)驗(yàn)表明，在520 ℃回火時(shí)，實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪摻M織未發(fā)生明顯的回復(fù)現(xiàn)象，其組織仍為高密度位錯(cuò)的回火馬氏體組織；而延長(zhǎng)保溫時(shí)間為60 h后，其組織變化不大，同時(shí)回火60 h后其硬度也未發(fā)生變化.已有的關(guān)于合金鋼二次硬化研究表明，在合金鋼回火二次硬化效應(yīng)前期，合金元素析出前會(huì)形成G.P.區(qū)，G.P.區(qū)將隨著回火溫度的增加或延長(zhǎng)最終轉(zhuǎn)變?yōu)楹泻辖鹪氐奶蓟颷18].

圖4 520 ℃ 回火保溫 60 h 后的基體組織的透射電鏡照片.（a）明場(chǎng)；（b）暗場(chǎng)相和對(duì)應(yīng)衍射斑點(diǎn)Fig.4 TEM images of microstructure after tempering for 60 h at 520 ℃: (a) bright-field image; (b) dark-field image and diffraction patterns

本文實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪摵休^高的鉬、鎢和少量的釩元素，其在過(guò)飽和馬氏體中的穩(wěn)定性高，析出溫度較高，在520 ℃長(zhǎng)時(shí)間保溫仍未有二次合金碳化物析出.這是由于實(shí)驗(yàn)鋼中的鉬、鎢、釩合金元素與碳原子偏聚在馬氏體內(nèi)部的滲碳體區(qū)域或位錯(cuò)缺陷處，可與運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)發(fā)生交互作用，從而起到釘扎位錯(cuò)造成位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)困難的作用.而合金鋼在回火過(guò)程中伴隨著過(guò)飽和馬氏體的分解和碳化物的轉(zhuǎn)變，在較低溫度下，實(shí)驗(yàn)鋼馬氏體中碳原子偏聚于位錯(cuò)形成G.P.區(qū)而不析出碳化物，因此其硬度不發(fā)生下降.所以實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撛?20 ℃回火60 h后，其為高密度位錯(cuò)的回火馬氏體組織(M)，保有較高的硬度.

當(dāng)熱處理狀態(tài)變?yōu)榛鼗饻囟?60 ℃，60 h保溫回火后，在組織透射電鏡照片中發(fā)現(xiàn)有M2C型碳化物析出，如圖5所示.由于回火溫度的提高，合金元素和碳元素由于熱激活而具有較高的擴(kuò)散激活能，此時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼中的鉬和鎢合金元素通過(guò)擴(kuò)散使得其原偏聚區(qū)成分含量進(jìn)一步提高而能夠發(fā)生碳化物的形核析出.由圖5（b）可以看到，在實(shí)驗(yàn)鋼的回火組織透射電鏡暗場(chǎng)照片中出現(xiàn)了大量的細(xì)小合金碳化物，尺寸在幾納米到幾十納米范圍區(qū)間.而根據(jù)鋼中第二相強(qiáng)化理論，在回火過(guò)程析出的第二相粒子可與位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)發(fā)生強(qiáng)烈的交互作用，第二相粒子或與基體保持共格使周?chē)a(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)發(fā)生彈性交互作用而發(fā)生共格強(qiáng)化作用；或釘扎在位錯(cuò)上，使得位錯(cuò)將其切割后形成反相畸界而提高位錯(cuò)切割第二相的能量消耗，起到強(qiáng)烈的有序強(qiáng)化作用.由圖5（b）可知，此時(shí)析出的M2C型合金碳化物與基體還保持著共格關(guān)系，因此可起到有效的強(qiáng)化作用.由于此時(shí)實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撛诨w中析出的大量合金碳化物可與位錯(cuò)形成強(qiáng)烈的彈性交互作用，在回火曲線(xiàn)上表現(xiàn)為硬度進(jìn)一步的升高.同時(shí)由于合金碳化物對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)造成有效地阻礙，馬氏體組織回復(fù)和再結(jié)晶過(guò)程得到有效的抑制，在長(zhǎng)時(shí)間保溫后其組織仍然為高硬度的回火馬氏體組織.

當(dāng)實(shí)驗(yàn)鋼回火溫度提高到600 ℃，保溫4 h后，可以看到在組織中析出了大量的M2C型碳化物，如圖6所示.此類(lèi)碳化物仍然呈現(xiàn)彌散細(xì)小的特征分布在基體中.其中除了M2C型碳化物外，還有大量的MC型碳化物析出，如圖7（b）所示.此類(lèi)碳化物的尺寸很細(xì)小，同樣在基體上彌散析出.此類(lèi)彌散細(xì)小的碳化物可以對(duì)組織中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)起到有效的釘扎作用，防止組織迅速的軟化.由于MC型合金碳化物的析出，此時(shí)的實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪摶鼗鸲斡不颠M(jìn)一步上升，達(dá)到峰值約57 HRC.

回火溫度是影響元素?cái)U(kuò)散的重要因素，其控制著合金元素長(zhǎng)程擴(kuò)散過(guò)程.因此可以看到，在低于600 ℃回火的過(guò)程中，實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撝械暮辖鹪胤€(wěn)定，只是發(fā)生了回火馬氏體中合金碳化物的偏聚和形核過(guò)程，析出釩M2C和MC型碳化物尺寸細(xì)小且未發(fā)生粗化和類(lèi)型轉(zhuǎn)變，有效的阻止了馬氏體的回復(fù)軟化過(guò)程，在回火曲硬度線(xiàn)上表現(xiàn)為較高的硬度水平.

圖5 560 ℃ 回火保溫 60 h 后的基體組織的透射電鏡照片.（a）明場(chǎng)；（b）暗場(chǎng)像和對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)Fig.5 TEM images of microstructure after tempering for 60 h at 560 ℃: (a) bright-field image; (b) dark-field image and diffraction patterns

圖6 600 ℃ 回火保溫 4 h 后的基體組織的 M2C 型碳化物透射電鏡照片.（a）明場(chǎng)；（b）暗場(chǎng)像和對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)Fig.6 TEM images of M2C carbides in microstructure after tempering for 4 h at 600 ℃: (a) bright-field image; (b) dark-field image and diffraction patterns

圖7 600 ℃ 回火保溫 4 h 后的基體組織的 MC 型碳化物透射電鏡照片.（a）明場(chǎng)；（b）暗場(chǎng)像和對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)Fig.7 TEM images of MC carbides in microstructure after tempering for 4 h at 600 ℃: (a) bright-field image; (b) dark-field image and diffraction patterns

當(dāng)回火溫度上升到620 ℃后，在保溫4 h后的實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撝谐霈F(xiàn)了M6C型碳化物.此類(lèi)碳化物部分會(huì)在晶界上以帶狀析出，如圖8（b）暗場(chǎng)中的白色帶狀分布碳化物.

其與在600 ℃時(shí)析出的碳化物相比尺寸有所增長(zhǎng)，尺寸在幾十納米范圍的碳化物數(shù)量明顯增加.此時(shí)的回火馬氏體組織發(fā)生了一定的軟化，硬度較二次硬化峰值硬度下降了約3 HRC.而當(dāng)延長(zhǎng)保溫時(shí)間到20 h后，M6C型碳化物尺寸長(zhǎng)大明顯，形狀變?yōu)榘魻罨驒E圓狀顆粒，部分碳化物尺寸大于100 nm，如圖9所示.此時(shí)由于碳化物類(lèi)型的轉(zhuǎn)變及尺寸粗化等原因，其回火組織中位錯(cuò)密度下降.

圖8 620 ℃ 回火保溫 4 h 后的基體組織中碳化物透射電鏡照片.（a）明場(chǎng)；（b）暗場(chǎng)像和對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)Fig.8 TEM images of carbides in microstructure after tempering for 4 h at 620 ℃: (a) bright-field image; (b) dark-field image and diffraction patterns

圖9 620 ℃ 回火保溫 20 h 后的基體組織的 M6C 型碳化物透射電鏡照片.（a）明場(chǎng)；（b）暗場(chǎng)像對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)Fig.9 TEM images of M6C carbides in microstructure after tempering for 20 h at 620 ℃: (a) bright-field image; (b) dark-field image and diffraction patterns

當(dāng)回火溫度提高為660 ℃時(shí)，基體中M6C型碳化物數(shù)量明顯增加，而M2C型碳化物基本消失.其中M6C碳化物尺寸較620 ℃相同保溫時(shí)間增加明顯，尺寸可達(dá)100 nm左右，如圖10所示.并且此時(shí)其組織回復(fù)程度明顯，位錯(cuò)密度大大降低，其回火硬度約為49 HRC，較二次硬化峰值硬度減少了約8 HRC.由于此時(shí)的M2C型碳化物已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)镸6C型碳化物，其數(shù)量大幅降低，同時(shí)M6C型碳化物發(fā)生粗化，這一系列的變化使得碳化物與組織中位錯(cuò)的彈性交互能力大大降低，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)受到的阻力減小，造成了組織回復(fù)程度的增加，其硬度明顯下降.

由以上的分析可知，實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撛诟邷鼗鼗疬^(guò)程中析出大量的二次碳化物，使其具有明顯的二次硬化現(xiàn)象，同時(shí)具有很好的抗高溫回火能力.在本實(shí)驗(yàn)中，當(dāng)回火溫度小于560 ℃時(shí)，回火馬氏體組織中未有合金碳化物析出；當(dāng)回火溫度大于560 ℃時(shí)，回火組織中開(kāi)始析出M2C型碳化物；當(dāng)回火溫度高于600 ℃后又開(kāi)始析出MC型碳化物VC；當(dāng)在620 ℃長(zhǎng)時(shí)間回火后M2C型碳化物轉(zhuǎn)化為M6C型碳化物；而當(dāng)回火溫度高于660 ℃時(shí)，其碳化物為M6C和VC.

圖10 660 ℃ 回火保溫 4 h 后的基體組織的 M6C 型碳化物透射電鏡照片.（a）明場(chǎng)；（b）暗場(chǎng)像和對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)Fig.10 TEM images of M6C carbides in microstructure of test steel after tempering for 4 h at 660 ℃: (a) bright-field image; (b) dark-field image and diffraction patterns

3 結(jié)論

（1）實(shí)驗(yàn)用鉬鎢釩合金化模具鋼材料具有明顯的二次硬化現(xiàn)象，在500～600 ℃溫度區(qū)間回火時(shí)，硬度上升；在600 ℃回火出現(xiàn)二次硬化峰值；當(dāng)回火溫度超過(guò)600 ℃后，組織軟化程度明顯，回火硬度下降.

（2）實(shí)驗(yàn)?zāi)＞咪撛诟邷鼗鼗疬^(guò)程中析出大量合金碳化物.當(dāng)回火溫度小于560 ℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼中未析出合金碳化物；當(dāng)回火溫度大于560 ℃時(shí)，回火組織中開(kāi)始析出M2C型碳化物；當(dāng)回火溫度高于600 ℃后又開(kāi)始析出MC型碳化物；當(dāng)在620 ℃長(zhǎng)時(shí)間回火后M2C型碳化物轉(zhuǎn)化為M6C型碳化物；而當(dāng)回火溫度高于660 ℃時(shí)，其組織中為M6C和MC型合金碳化物.