热处理对5Cr8MoVSi组织及硬度的影响

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5Cr8NoVSi钢是近年来我国应用较多的新钢种，主要用于耐冲击性工模具和薄刃刀具上。但是，目前对5Cr8MoVSi钢的热处理工艺研究较少，所生产的工模具常发生硬度不高和断裂失效现象。因此，本文较详细地研究了5Cr8MoVSi钢热处理工艺对硬度和组织结构的影响。 " l# T8 w: H- D; G0 O$ ?

1、实验材料及实验方法

4 g2 N0 ?' N3 v+ G

实验材料成分如表1所示。试样退火、淬火、回火均在坩埚电阻炉中进行，淬火采用油介质冷却。用D/maxⅢA X射线衍射仪分析相结构和残余奥氏体量，定量金相法测量奥氏体晶粒数、碳化物体积分数及尺寸、马氏体尺寸，JXA-733电子探针分析显微组织和成分。 , J/ g7 w: v9 s3 Y) }0 X, c8 |. w1 B5 k* F# ~: W8 n

表1 工模具钢5Cr8MoVSi化学成分/%

C " W( i8 d6 [6 \6 w, {+ ~4 z0 J	Mn , F) s8 h" [" c# {* k	Si	Cr	Mo 1 h0 y) c9 J6 Y/ u2 ?1 R2 W	V	S	P
0.55	0.45	0.72	8.13 / P; o# z, J, }" |5 w4 v	1.38	0.45 7 h* U( l, `+ ?: J% ]9 R- ~	≤0.02 $ r7 G9 B% o, {9 F! z- N	≤0.03

2、实验结果及分析

2.1 退火 . }% \2 ~ b2 T( P3 x5 ?& l9 m

试样经840℃退火硬度为HB218，退火显微组织为球状珠光体。碳化物的平均尺寸为0.94µm，体积分数约为0.32。碳化物相以M23C6，为主，其次有M7C3和MC。
2.2淬火 J, R1 k0 P! ~7 D2 g* l

淬火实验温度为880℃、900℃、930℃、950℃、1000℃、1050℃。随淬火温度升高，淬火硬度升高。1000℃淬火时，硬度为HRC60；1050℃淬火时，硬度为HRC60.3。 淬火组织为马氏体、剩余碳化物和残余奥氏体。在950℃淬火时，马氏体由针状马氏体和板条状马氏体组成，针对马氏体的比例较大，剩余碳化物呈小颗粒状或点状分布；1000℃淬火时马氏体仍然由针状马氏体和板条状马氏体组成，剩余碳化物呈点状分布，残余奥氏体夹在马氏体针或板条之间；1050℃淬火时，马氏体以板条状马氏体为主，只有少量的针状马氏体(<10%)，残余奥氏体量增多，剩余碳化物极少，尺寸也更小。金相分析表明：随温度程式高，奥氏体晶粒度变大，马氏体针变长，剩余碳化量减少，尺寸变小，淬火试样残余奥氏体量随淬火温度升高而升高，1000℃淬火时，残余奥氏体量约10%。奥氏体晶粒尺寸随淬火温度升高而升高，淬火马氏体板条或针状尺寸也与晶粒度尺寸对应。 * Z' W9 W; }7 C. c: B/ d# T. K- {& k+ l/ r1 P: z

表2 工模具钢5Cr8MoVSi淬火温度对奥氏体晶粒度、残余奥氏体、马氏体和剩余碳化物的影响 ) k' ^1 ^, \; H0 q! l" F

淬火温度/℃ $ Q3 U+ ^! i% q N5 c	奥氏体晶粒度/µm $ V6 }# s& B: \	残余奥氏体量/% 9 H" |4 f0 K9 g# }% W6 ^" E	淬火马氏体 - g$ B% V" G( f) u6 V- S, X	剩余碳化物形态尺寸/µm 7 J' L& A3 g7 I$ F' \	体积分数	尺寸/µm
900 3 V% k, }9 h' Y9 Z+ D8 B3 H1 S	6.3 : Q" Q. f2 c0 {, C" M	- # ?" E# H, b& u$ U$ I. {	针状+少数板条状	6	0.12 ' Z8 o5 N( p$ O3 e0 y0 o	1.5 7 W6 n ^/ @' p8 ^; F% q
930	8.4 $ X+ m- x4 T9 `( @. d U* U: G	-		6	0.10 ( w& W7 P% [2 v6 } |8 }	1.0 + [5 k' E8 H! h4 K9 }; u
950 & }+ W: ]% Z( l# i, N	9.3 4 O0 _9 [$ E+ [7 [ d	5.38	- 7 j- b, Q, |' ~/ ]( t/ h' M2 r% Q: |	6 3 Y$ G+ g1 O) T& v8 ~0 \	0.09 # h9 v* A5 W0 m b/ |0 H$ z	0.9
1000 8 j% M% ^2 c4 N/ q3 d6 O% v	11.3 1 {& E3 B- T) I0 R5 k	10.74 ! \! ?0 ?4 N# `* ^6 k	板条状+针状	11 ( E+ ?2 C$ F' _* U7 R+ G y& Y+ {3 Q& l	0.08 5 {" `' ^8 ?3 a( _$ ^ D& n. F; G: _	0.6
1050	24.4 ( A9 R% i& B) Y" Y	12.28	板条状+少量针状	24	0.04 1 Y% M( S- J; |( C3 m7 B	0.3

. Q# @5 L0 N0 |1 Z4 C/ ?; ?

相分析表明，淬火试样以a'马氏体为主要相，其次是残余奥氏体g’，剩余碳化物为M₇C₃、MC，并有微量的M₂₃C₆。与退火碳化物相分析对照后可知，在1000℃淬火时，M₂₃C₆大部分溶解，而原来少量的M₇C₃和MC型碳化物因难于溶解，成为主要剩余碳化物。
2.3回火

回火温度小于380℃时，随回火温度升高，回火硬度降低。在此区间，主要是马氏体分解过程，马氏体含碳量降低，马氏体晶体结构的正方度(c/a)下降。在480-500℃回火，有明显的二次硬化现象。485℃回火最高硬度为HRC58，比淬火硬度低2HRC左右。二次硬化主要是MC(VC)沉淀硬化的效果。 随回火温度升高，残余奥氏体量减少。只通过一次回火残余奥氏体分解较少，通过三次回火残余奥氏体量可降低到6%左右。 8 k" }- g. _) l: x8 G) k. ~

3、讨论

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工模具钢5Cr8MoVSi碳含量为0.55%，淬火马氏体形态为板条状和针状。在较低的温度下淬火时，剩余碳化物量较多，在靠近碳化物的奥氏体区中，因碳化物溶解过程中碳的扩散呈梯度分布，因此，有局部高碳区。局部高碳区在冷却过程中转变成针状马氏体，其亚结构是孪晶。在较高的温度下淬火，剩余碳化物主要是少量的VC和M₇C₃，溶解速度很慢，因此大部分奥氏体区域碳含量均匀化，尽管此时奥氏体平均碳含量高，但是相对于高碳奥氏体来说，其含量还是低的。所以在较高温度淬火时，板条马氏体比例增大。板条马氏体比针状马氏体韧性高，因此，该钢可以在较高的温度下淬火。但板条在300-400℃回火时，因析出的碳化物沿板条分布，会显示出回火脆性。所以，在较高的温度下淬火，获得以板条状马氏体为主的显微组织时，应避开回火脆性区，或者以较高温度回火(450-520℃)，或者在较低温度回火(150-250℃)。如果需较低的回火硬度，则应提高回火温度(520℃以上)方能避开回火脆性区。不过此时需要严格控制回火制度，否则，回火硬度会随回火温度变动发生很大的变化。另外，对残余奥氏体量要求降低至最小的薄刃工模具，淬火后应进行二次回火或三次回火。

4、结论

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1. 工模具钢5Cr8MoVSi840℃退火，硬度为HB218，碳化物颗粒平均尺寸为0.94µm，碳化物体积分数为0.32，碳化物类型以M₂₃C₆为主，并有少量的MC和M₇C₃。 + {. K9 R7 g! X$ l: u
2. 工模具钢5Cr8MoVSi合适的淬火温度为980-1050℃，最高硬度为HRC60-61。随淬火温度升高，淬火马氏体由板条状和针状马氏体组织过渡到以板条状马氏体为主。剩余碳化物以MC和M7C3为，M23C6型碳化物在淬火时大部分溶解。
3. 工模具钢5Cr8MoVSi仅通过一次回火，残余奥氏体量减少不大，因此，应进行二次或三次回火。在480-510℃回火，有二次硬化现象，回火硬度可升到HRC58-60。