冷作模具鋼中的基體鋼是針對其沖擊韌性不足而開發的，該類鋼雖然具有高的強韌性和較好的耐磨性，但含合金元素總量＞10％，因此成本較高。此外，這類鋼淬火溫度區間較窄，一般不能用箱式電阻爐加熱淬火，限制了其在中小企業的推廣使用。GD鋼是針對上述缺陷而研制的新鋼種，現針對GD鋼在不同溫度中使用的要求，研究了淬火+回火后的組織及不同沖擊溫度下的沖擊性能及其機理，以期為實際生產提供指導。
試驗所用鋼的主要成分如表1所示，GD鋼合金元素總量<5%，屬于高強度低合金冷作模具鋼，供貨態為球化退火狀態，從圖1可以看出，其組織由球狀珠光體和不規則形狀的碳化物組成。試驗前，將原尺寸為220mm×22mm×12mm的GD鋼經電火花線切割成尺寸為55mm×10mm×10mm的若干試樣，再進行圖2所示的工藝熱處理。對熱處理后的試樣進行打磨、拋光，采用4%HNO3酒精溶液腐蝕后，利用蔡司金相顯微鏡和TESCANVEGA型掃描電鏡對組織進行觀察，采用HRSS-150型洛氏硬度計測試試樣的硬度，取5個點的平均值作為硬度值。
采用沖擊試驗機測定GD鋼經過900℃淬火+200℃回火后的沖擊性能，由于GD鋼屬于高硬度脆性材料，采用無缺口的沖擊試樣，尺寸為55mm×10mm×10mm。試驗前把無水乙醇倒入低溫冷卻箱內，調節溫度分別為-60、-40、-20、0、30℃，保持10min后，將試樣迅速放入沖擊試驗機內進行沖擊試驗，再采用TES？CANVEGA型掃描電鏡觀察斷口形貌。
1 900℃淬火和200℃回火的GD鋼組織及分析
圖3所示為900℃淬火的GD鋼金相組織和掃描電子顯微鏡（SEM）得到的組織形貌，由圖3（a）可知，900℃淬火時GD鋼中存在未溶碳化物，碳化物呈塊狀、圓球狀或點狀分布，從圖3（b）可以看出，GD鋼淬火后基體組織為粗針狀馬氏體和殘余奧氏體，因此淬火后GD鋼組織由馬氏體、殘余奧氏體、碳化物組成。
圖4所示為900℃淬火+200℃回火的GD鋼金相組織和掃描電子顯微鏡（SEM）得到的組織形貌，由圖4（a）可知，200℃回火后，碳化物以更細小的形式均勻分布在基體內，并且馬氏體針狀變細，因此其組織為細針狀馬氏體、殘余奧氏體及碳化物。GD鋼碳含量為0.69%，又因為GD鋼中含有Cr、Ni、Mo、V等合金元素，造成共析點左移，因此GD鋼屬于過共析鋼，900℃淬火時易形成針狀馬氏體，同時保留一部分碳化物。GD鋼的馬氏體轉變起始溫度，即Ms點約為200℃，馬氏體轉變終了溫度，即Mf點約為-70℃，因此GD鋼在900℃淬火時，馬氏體轉變不完全，根據參考文獻可知，此時淬火后的組織中存在約15%的殘余奧氏體。200℃回火時，馬氏體中析出部分碳化物，其組織由回火馬氏體和碳化物組成，馬氏體由粗針狀轉成細針狀。
為了能更好地分析碳化物特征，對淬火和回火組織中的碳化物進行能譜分析。圖5所示是900℃淬火后GD鋼中碳化物能譜，不同碳化物中都含有C、Cr、Fe等元素，并且發現塊狀碳化物中Cr元素的峰值比圓球狀碳化物和點狀碳化物的高，點狀碳化物中Fe元素的能量峰最高。
圖6所示是900℃淬火+200℃回火后碳化物能譜，其碳化物所含元素的種類和900℃淬火大致相同，只是所含元素的數量不一樣，形狀上發生了改變，從圖6（b）所示碳化物的能譜圖可以看出，Fe元素的波峰值在圓球狀碳化物的能譜圖中明顯更高，說明碳化物中鐵含量更多。碳化物的組成成分中，GD鋼中存在Cr、Ni、Mn、Si、Mo、V、Fe，其中Fe、Cr、Mn、Mo、V屬于碳化物形成元素，從能譜圖上可以看出，只有Fe、Cr兩種元素的能量峰值，可能是由于Mn、Mo、V含量較低而無法在能譜圖上顯現，Fe、Cr元素形成的碳化物可能為Fe3C、Cr23C6或Cr7C3，隨著回火過程的進行，馬氏體固溶度下降，同時析出少量碳化物，因此引起碳化物中Fe元素能量峰值提高。
1 900℃淬火和200℃回火后GD鋼硬度及分析
表 2所示為 900℃淬火和 200℃回火后 GD鋼 硬度值，測試結果表明，GD鋼在900 ℃淬火下硬度平均值約為62HRC，在900℃淬火+200℃回火下硬度平均值約59HRC。淬火后鋼的硬度取決于馬氏體中的含碳量，GD鋼在淬火過程中大部分碳元素隨著淬火而保留在馬氏體中，姚玉環等研究了馬氏體硬度與鋼的含碳量的近似關系，如式（1）所示，C表示鋼的含碳量，由式（1）計算的硬度值為61.99HRC，這與900℃淬火測得的硬度值基本一致?；鼗疬^程中，隨著馬氏體中碳化物的析出，而使硬度下降。
1 900℃淬火+200℃回火GD鋼低溫的沖擊韌性及斷口形貌分析
900℃淬火+200℃回火后低溫沖擊韌性結果分析
圖7所示是900℃淬火+200℃回火工藝的沖擊功與溫度的關系曲線，GD鋼試樣在900℃淬火+200℃回火后進行沖擊試驗時，隨著溫度的降低，其沖擊功隨之減小。沖擊功反映的是材料在沖擊過程中承受能量的大小，與GD鋼中碳化物分布、數量、種類等有密切關系。
900℃淬火+200℃回火后低溫沖擊斷口形貌分析
圖8、圖9所示為900℃淬火+200℃回火的GD鋼在-60~30℃時沖擊后的斷口宏觀表面形貌和微觀形貌。從圖8可以看出，不同溫度下的沖擊宏觀斷口形貌類似，分為3個區，即起裂區、裂紋纖維擴展區、瞬間斷裂區。圖8（a）中起裂區和裂紋纖維擴展區界限不明顯，各斷口形貌上呈現明顯的放射性花樣，斷面上不存在代表塑性變形的剪切唇，斷口表面呈顆粒狀，這是因為斷裂會沿著不同的晶體內部的解理面開始，不同晶粒的取向不一致，而使表面呈現顆粒狀。于在松等利用示波沖擊試驗研究裂紋生長和擴展機理時發現，沖擊試樣的斷裂過程可描述為裂紋的萌芽、生長和擴展直至斷裂3個階段。裂紋萌芽和生長過程對應宏觀沖擊斷口的起析表2所示為900℃淬火和200℃回火后GD鋼硬度值，測試結果表明，GD鋼在900℃淬火下硬度裂區，裂紋擴展過程對應宏觀沖擊斷口的擴展區，起裂區和裂紋纖維擴展區面積越大，材料的沖擊性能越好，因此從圖7可以看出，隨著GD鋼試樣所處的環境溫度不斷升高，斷口宏觀形貌中起裂區和裂紋纖維擴展區所占比例越來越大，因此沖擊功越來越大。
為進一步明確GD鋼在不同溫度下沖擊的斷裂機理，對斷口形貌進行了表面掃描電鏡微觀形貌分析。從圖9可以看出，無論GD鋼在哪種溫度沖擊下，在微觀形貌中都存在解理面、撕裂棱和韌窩，因此GD鋼的斷裂機理為準解理斷裂。圖9（a）中解理面所占的面積較大，大小韌窩分布不均勻，韌窩較淺，且瞬間斷裂區的塑性變形程度最小，因此韌性最差；隨著溫度的上升，從圖9（b）可以發現仍存在明顯的撕裂棱，韌窩小、數量多且分布均勻，但其解理面面積所占比例依然較大，導致脆性較大。圖9（d）、（e）中的解理面所占的比例明顯減少，韌窩數量增加，分布均勻而使韌性增加。從圖9中都可以觀察到撕裂棱，撕裂棱是相鄰的邊界處發生較大的塑性變形時形成的，所以撕裂棱并不是影響韌性的主要因素，韌性主要由解理面和韌窩的面積決定，解理面越少，韌窩數量越多且分布越均勻，說明其韌性越好。
對比分析了900℃淬火和900℃+200℃回火后GD鋼的組織、硬度以及在900℃淬火+200℃回火時GD鋼的低溫沖擊性能，得出如下結論。
