回火工艺对高速钢轧辊残余奥氏体和硬度的影响.
热处理工艺对钢材的回火效应和晶界强化效应的影响
热处理工艺对钢材的回火效应和晶界强化效应的影响热处理是一种通过改变材料的组织结构和性能来改善材料性能的方法。
回火是热处理的一种常用工艺，通过加热和冷却来改变材料的硬度和韧性。
在回火过程中，不仅会产生回火效应，还会产生晶界强化效应。
下面将详细介绍热处理工艺对钢材的回火效应和晶界强化效应的影响。
首先来讨论回火效应。
回火是指在淬火后再加热至适当温度进行保温，然后慢冷的过程。
回火主要是为了消除淬火时产生的内应力，并提高钢材的塑性和韧性。
回火过程中，晶粒逐渐长大并粗化，原来呈马氏体和残余奥氏体的晶粒将逐渐转变为回火组织。
回火后的钢材具有较好的延展性和韧性，同时保持相对较高的强度。
回火后的钢材硬度会有所降低，但韧性明显提高。
这是因为回火过程中，内部的应力得到一定程度的释放，晶界得到整理，晶粒逐渐生长并成长。
回火使得组织细化并且均匀化，消除了淬火过程中产生的内应力，增强了材料的塑性。
因此，回火是一种重要的热处理工艺，能够有效地改善钢材的力学性能。
其次来讨论晶界强化效应。
晶界是相邻两个晶粒之间的界面，晶界的特性和结构对钢材的性能有着重要影响。
晶界强化是指通过调控晶界与晶体之间的相互作用来提高材料的力学性能。
在热处理过程中，回火对晶界有着影响。
回火过程中，原来分散在晶界的碳化物颗粒会溶解，并重新沉淀在晶界附近。
这些碳化物能够限制晶界的移动，抵抗外力的作用，从而提高材料的强度和硬度。
此外，回火还能够沉淀出细小的纳米颗粒，形成弥散强化的晶界。
这些细小颗粒对晶体滑移起到阻碍作用，从而增加晶界的强度和韧性。
总结起来，热处理工艺对钢材的回火效应和晶界强化效应的影响是显著的。
回火能够使钢材在保持一定强度的同时，提高其韧性和塑性。
晶界强化通过限制晶界的移动和滑移，增加晶界的强度和韧性。
这些效应在工程实践中被广泛应用于提高钢材的性能，并在航空航天、汽车制造、机械制造等领域中发挥着重要作用。
需要指出的是，热处理工艺的参数设置和具体操作需要根据钢材的具体情况进行调节，以获得最佳的材料性能。
热处理工艺对高速钢性能的影响(二)
热处理工艺对高速钢性能的影响(二)赵步青;胡会峰;张丹宁【期刊名称】《热处理技术与装备》【年(卷),期】2018(039)004【总页数】5页(P1-5)【作者】赵步青;胡会峰;张丹宁【作者单位】安徽嘉龙锋钢刀具有限公司,安徽马鞍山243131;安徽嘉龙锋钢刀具有限公司,安徽马鞍山243131;南京工业大学材料科学与工程学院,江苏南京211816【正文语种】中文【中图分类】TG1562.5 等温淬火工艺对高速钢性能的影响等温淬火工艺有两种形式：其一是奥氏体化后先经550 ℃左右中性盐浴分级，再入230～280 ℃的硝盐中等温；其二是奥氏体化后直接入240～280 ℃的硝盐中等温。
前一种俗称分级等温，后一种简称等温淬火。
经等温淬火后，钢的组织中含有一定量的下贝氏体和较多的γR，经二次硬化峰温度回火后，既保持了高硬度，而且韧性有所改善，因而提高了工具的使用性能。
有报道称W18钢制螺钉模经等温淬火后，使用寿命提高8～20倍；W18钢制杆形铣刀，对于挠曲有明显改善，经回火后仍可达到64 HRC以上的高硬度；φ4～φ10 mm直柄麻花钻采用等温淬火，畸变大大改观，弯曲合格率由原常规淬火的50%～60%，提高到90%以上；经等温淬火的各种拉刀，其淬火畸变一般均能满足要求，即使有少数变形超差，在随后的校直过程中也是得心应手。
M2钢经过1230 ℃加热，600 ℃分级，然后等温淬火。
等温温度和时间对钢力学性能的影响见图11和图12，图13为230 ℃等温不同时间对力学性能的影响，图14为W18钢260 ℃等温不同时间对力学性能的影响[13]。
9341钢等温淬火工艺对力学性能的影响见图15～图18[14]。
和普通分级淬火相比，等温能提高钢的韧性、减少变形，提高了热处理成品率。
等温淬火不会提高硬度，和普通分级淬火相比，更不会提高红硬性，同行们分歧比较大，但应以数据说话。
图11 W6Mo5Cr4V钢在1230 ℃加热，在不同温度等温淬火2 h的力学性能(回火工艺：560 ℃×1 h，3次 )Fig.11 Mechanical properties of W6Mo5Cr4V steel after heating at 1230 ℃ with isothermal quenching at different temperature for holding 2 h, and temperin g process is 560 ℃ for 1 h per time, 3 times图12 W6Mo5Cr4V钢在1230 ℃加热，在不同温度等温不同时间淬火后的力学性能, 回火工艺是560 ℃×1 h，3次等温温度：1-200 ℃；2-230 ℃；3-260 ℃；4-290 ℃Fig.12 Mechanical properties of W6Mo5Cr4V steel after heating at 1230 ℃ and isothermal quenching at different te mperature and different holding time, and tempering process is 560 ℃ for 1 h per time, 3 times isothermal temperature: 1-200 ℃，2-230 ℃，3-260 ℃，4-290 ℃图13 W6Mo5Cr4V钢在1230 ℃加热，230 ℃淬火等温不同时间后的力学性能，回火工艺为560 ℃×1 h，3次 o-普通分级淬火；图中数据为三次试验结果的综合Fig.13 Mechanical pr operties of W6Mo5Cr4V steel after heating at 1230 ℃and isothermal quenching at 230 ℃ with different holding time. and tempering process is 560 ℃×1 h for 3 times. o-ordinary step quenching. The datum in the figure are the synthesis of three test results图14 W6Mo5Cr4V钢在1280 ℃加热，260 ℃淬火等温不同时间后的力学性能,回火工艺为560 ℃×1 h，3次；o-普通分级淬火；图中数据为二次试验结果的综合Fig.14 Mechanical properties of W6Mo5Cr4V steel after heating at 1280 ℃ and isothermal quenching at 260 ℃ with different holding time, and tempering process is 560 ℃×1 h, 3 times. o-ordinary step quenching, The datum in the figure are the synthesis of two test results图15 淬火等温温度对硬度和红硬性的影响，1230 ℃加热，等温淬火2 h；540 ℃回火，每次60 min，图中Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ、Ⅴ 表示回火次数Fig.15 Effect of quenching isothermal temperature on hardness and red hardness，heating at 1230 ℃ and isothermal quenching for 2 h，and tempering at540 ℃ for 60 min each time. I, II, III, IV, V are tempering times in the diagram图16 淬火等温时间对硬度和红硬性的影响, 1230 ℃加热，270 ℃淬火等温；540 ℃回火每次60 min，图中Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ、Ⅴ 表示回火次数)Fig.16 Effectof isothermal time on har dness and red hardness, heating at 1230 ℃，isothermal quenching at 270 ℃ and tempering at 540 ℃ for 60 min each time. I, II, III, IV, V are tempering times in the diagram图17 淬火等温温度对冲击韧性、抗弯强度和破断功的影响，1230 ℃加热，淬火等温2 h；540 ℃×1 h，4次Fig.17 Effect of quenching isothermal temperature on impact toughness, bending strength and breaking energy, heating at 1230 ℃，isothermal quenching for 2 h，tempering at 540 ℃ for1 h with 4 times2.6 回火工艺对性能的影响高速钢刀具淬火后回火的目的是消除脆性、提高韧性、提高硬度，满足刀具在切削条件下的各种性能。
回火过程残余奥氏体的分解是导致马氏体韧性下降的根本原因吗
回火过程残余奥氏体的分解是导致马氏体韧性下降的根本原因吗其实道理很简单。
当钢加热奥氏体化后，冷却形成马氏体。
马氏体的比容大于奥氏体，先形成的马氏体占据了空间，使以后的奥氏体无法形成马氏体，夹在先形成的马氏体间隙之中，保留到室温成为残奥。
至于回火后马氏体碳化物，沿晶界析出。
过饱和的立方体晶格，转变成正方体。
给残奥的转变释放了空间。
在热力驱动下，残奥就转变成回火马氏体。
和冷处理转变的道理不相同。
而奥氏体陈化稳定，及奥氏体钢另当别论。
这里不做探讨。
奥氏体向珠光体转变是什么类型的转变奥氏体是碳溶解在铁中形成的一种间隙固溶体，一般是高温下的组织，其存在有一定的温度和成分范围。
有些淬火钢能使部分奥氏体保留到室温，这种奥氏体称残留奥氏体。
在合金钢中除碳之外，其他合金元素也可溶于奥氏体中，并扩大或缩小奥氏体稳定区的温度和成分范围。
例如，加入锰和镍能将奥氏体临界转变温度降至室温以下，使钢在室温下保持奥氏体组织，即所谓奥氏体钢。
铁素体由亚共析成分的奥氏体通过先共析析出形成。
铁素体还是珠光体组织的基体。
渗碳体是铁碳合金按亚稳定平衡系统凝固和冷却转变时析出的Fe3C型碳化物，分为一次渗碳体（从液体相中析出）、二次渗碳体（从奥氏体中析出）和三次渗碳体（从铁素体中析出）。
珠光体是奥氏体(奥氏体是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体)发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体。
得名自其珍珠般（pearl-like）的光泽。
其形态为铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，也称片状珠光体。
马氏体是过冷奥氏体发生无扩散的共格切变型相转变即马氏体转变所形成的产物。
索氏体，钢经正火或等温转变所得到的铁素体与渗碳体的机械混合物。
索氏体组织属于珠光体类型的组织，但其组织比珠光体组织细，其实质是一种珠光体，是钢的高温转变产物，是片层的铁素体与渗碳体的双相混合组织，其层片间距较小（30～80nm），碳在铁素体中已无过饱和度，是一种平衡组织。
屈氏体，又称托氏体，是通过奥氏体等温转变所得到的由铁素体与渗碳体组成的极弥散的混合物。
高速钢中奥氏体的硬度
高速钢中奥氏体的硬度
高速钢是一种具有优异切削性能的工具钢，其中的奥氏体对其
硬度起着重要作用。
奥氏体的硬度取决于多个因素，包括合金元素
的含量、热处理工艺和晶粒大小等。
一般来说，高速钢中的奥氏体
硬度在60-70 HRC（洛氏硬度）之间。
这个硬度范围使得高速钢能
够在高温高速切削条件下保持良好的硬度和耐磨性。
高速钢中的奥氏体硬度受到合金元素的影响。
例如，钴、钨、
钼等合金元素的加入可以显著提高奥氏体的硬度。
此外，热处理工
艺也对奥氏体的硬度有重要影响。
适当的淬火和回火工艺可以使奥
氏体达到理想的硬度和韧性平衡。
晶粒大小也会影响奥氏体的硬度。
通常情况下，细小均匀的晶
粒会使奥氏体具有更高的硬度。
因此，精细的晶粒在高速钢的热处
理过程中是非常重要的。
总的来说，高速钢中的奥氏体硬度是一个综合性能，受到合金
元素、热处理工艺和晶粒大小等多个因素的影响。
通过合理的合金
设计和热处理工艺控制，可以使高速钢中的奥氏体达到理想的硬度，从而保证其在高速切削加工中具有良好的耐磨性和切削性能。
高速钢淬火的回火工艺【详解】
高速钢淬火的回火工艺内容来源网络，由“深圳机械展（11万㎡，1100多家展商，超10万观众）”收集整理！更多cnc加工中心、车铣磨钻床、线切割、数控刀具工具、工业机器人、非标自动化、数字化无人工厂、精密测量、3D打印、激光切割、钣金冲压折弯、精密零件加工等展示，就在深圳机械展.高速工具钢由于合金化程度高，适合于制作高速切削刃具，可保证刃部在650℃时实际硬度仍高于50HRC，具有优良的切削性和耐磨性。
根据钢中的主要元素成分，高速钢可分成3类：钨系高速钢、钼系高速钢和钨钼系高速钢。
高速钢导热率低，为减少工件在加热时的变形开裂，缩短高温保温时间以减少脱碳，可采用预热处理。
一次预热采用温度800～850℃，两次预热即在800～850℃前加一次500～600℃预热。
一般工具可采用一次预热工艺，形状复杂的工具或大型工具宜采用两次预热。
淬火工艺在高温盐浴炉中进行，短时保温以防止刃部脱碳和过热，一般用油淬+空冷，对细长件和薄片刃具采用分级淬火，一般用580～620℃一次分级或再在350～400℃作第二次分级。
我公司采用的冷却方式为580～650℃、280～320℃的二次分级淬火。
高速钢（W18Cr4V）淬火后的显微组织如图1所示，具有细晶粒组织，奥氏体晶界因淬火时有微量二次碳化物析出而易于浸蚀。
淬火高速钢回火的目的是从马氏体中析出弥散碳化物，产生次生硬化效应，消除残留奥氏体和淬火内应力。
淬火后的残留奥氏体合金度高，稳定性大，在回火加热过程中不易分解，在500～600℃保温时也仅从中析出合金碳化物，使残留奥氏体合金度有所降低，因而Ms点升高，在冷却到低温时，部分残留奥氏体发生马氏体转变，残留奥氏体含量由20%～25%减少到约10%左右。
但还需进一步降低残留奥氏体含量，消除新产生的马氏体引起的内应力，高速钢一般需在560℃回火3次。
W18Cr4V钢回火时的硬度变化如图2所示，回火次数与残留奥氏体量和硬度的关系如图3所示，回火后的组织为回火马氏体+碳化物。
回火工艺对奥氏体晶间腐蚀的影响
回火工艺对奥氏体不锈钢晶间腐蚀倾向的影响摘要：不锈钢中的各种合金元素能够显著提高钢体的电极电位从而提高不锈钢的耐腐蚀性能。
通过将固溶处理后的材料进行回火可以使晶界附近的合金元素析出，从而使晶界处丧失耐腐蚀性。
用不同的回火工艺可以造成不同程度的合金元素析出，进而使晶界处的抗腐蚀能力产生区别。
一般来说，回火温度越低析出程度越小，温度越高析出程度越大，保温时间延长也有利于溶质析出。
析出产物的增多并沿晶界连续，使不锈钢的小晶间腐蚀倾向大大增加。
但是加热温度和保温时间超过一定限度后，Cr扩散速度和C的差距减小，并且晶界处析出的合金元素会反而向晶粒内部扩散，使腐蚀产物不再连续并减小晶间腐蚀倾向。
本实验对奥氏体不锈钢1Cr18Ni9Ti进行固溶处理并在450℃、680℃、800℃下进行不同的回火处理,对热处理后的试件做晶间腐蚀实验。
结果发现：固溶处理后该材料没有晶间腐蚀发生。
固溶处理的奥氏体不锈钢采用2h回火，随回火温度提高晶间腐蚀倾向增加，在680℃回火后抗晶间腐蚀性能最差，继续增加回火温度晶间腐蚀倾向减少。
680℃不同时间回火后，随保温时间延长晶间腐蚀倾向先增加后降低。
关键词：不锈钢固溶处理回火晶间腐蚀Influence of Tempering process on intergranularcorrosion tend of austenitic stainless steel Abstract:The various kinds of alloying elements in the stainless steel can greatly enhance the electrode potential of the steel, thereby improving the corrosion resistance of the material. By being tempered after the solution treatment, the stainless steel material will lose the alloying elements nearby the grain boundary, and thus lose the corrosion resistance greatly. Different tempering methods lead to a difference in degree in the alloying elements exhalation and thus a difference in the grain boundary corrosion resistance capability. Therefore we can compare the alloying elements exhalation caused by different tempering methods by observing the corrosion near the grain boundary. Solution treatment is a treatment of the pre-processing, and it can make the distribution of the alloying elements exhalation in the material more uniform. Generally speaking, the lower the tempering temperature is, the less the exhalation will be. The higher the tempering temperature is, the greater the exhalation will be. Insulation prolonged also conducive to solute exhalation. However, when the tempering temperature or the heat preservation time is above a certain value, the gap between the Cr and the C diffusion speed will be reduced and element precipitation near the grain boundary will diffuse into the internal grain in reverse, making the corrosion products no longer continuous and reducing the tendency of the intergranular corrosion.We conduct the solution treatment on the 1Cr18Ni9Ti austenitic stainless steel and conduct various tempering heat treatment under different temperature of 450℃、680℃、800℃.Finally we conduct the intergranular corrosion treatment on the specimens and get the results below. Firstly, the corrosion doesn’t happen after the solution treatment. Secondly, when the material get the 2h tempering treatment, as the tempering temperature increases, the tendency of the intergranular corrosion increases and it gets its worst corrosion resistance after the 680℃tempering treatment. That means if you continue increasing the treatment temperature, the tendency of the corrosion will be reduced in reverse. If we make the 680℃tempering temperature unchanged and change the tempering time, the corrosion tendency will be increased first and reduced later as the soaking time increases.Keywords: stainless steel solution treatment tempering intergranular corrosion目录第一章绪论 (4)1.1 1Cr18Ni9Ti的概况 (4)1.2 奥氏体不锈钢的晶间腐蚀 (4)1.2.1 晶间腐蚀的定义和特点 (4)1.2.2 合金元素对不锈钢晶间腐蚀的影响 (4)1.3 奥氏体不锈钢的热处理 (5)1.3.1 固溶处理 (5)1.3.2 敏化处理 (5)1.3.3 稳定化处理 (6)1.3.4 去应力处理 (6)1.4 加热温度和保温时间对奥氏体不锈钢晶间腐蚀的影响 (6)第二章实验方法 (7)2.1 实验材料及设备 (7)2.2 实验方法 (7)2.2.1热处理实验 (7)2.2.2晶间腐蚀实验 (7)第三章实验结果及分析 (9)3.1 回火温度对晶间腐蚀的影响 (9)3.2 回火时间对晶间腐蚀的影响 (11)第四章实验结论 (13)参考文献 (14)第一章绪论1.1 1Cr18Ni9Ti的概况1Cr18Ni9Ti钢属通用型铬—镍奥氏体不锈钢。
轧辊的材料及热处理
轧辊的寿命主要取决于轧辊的内在性能和工作受力，内在性能包括强度和硬度等方面。
要使轧辊具有足够的强度，主要从轧辊材料方面来考虑；硬度通常是指轧辊工作表面的硬度，它决定轧辊的耐磨性，在一定程度上也决定轧辊的使用寿命，通过合理的材料选用和热处理方式可以满足轧辊的硬度要求。
轧辊按工作状态可分为热轧辊和冷轧辊，按所起的作用可分为工作辊、中间辊、支承辊，按材质可分为锻辊和铸辊（冷硬铸铁）。
通常轧辊的服役条件极其苛刻，工作过程中承受高的交变应力、弯曲应力、接触应力、剪切应力和摩擦力。
容易产生磨损和剥落等多种失效形式。
不同的用途、不同类型的轧辊处在各自特定的工况条件，其大致的性能要求如下：冷轧辊在工作过程中要承受很大的轧制压力，加上轧件的焊缝、夹杂、边裂等问题，容易导致瞬间高温，使工作辊受到强烈热冲击造成裂纹、粘辊甚至剥落而报废。
因此，冷轧辊要有抵抗因弯曲、扭转、剪切应力引起的开裂和剥落的能力，同时也要有高的耐磨性、接触疲劳强度、断裂韧性和热冲击强度等。
国内外冷轧工作辊一般使用的材质有GCr5、9Cr2、9Cr、9CrV、9Cr2W、9Cr2Mo、60CrMoV、80CrNi3W、8CrMoV、86CrMoV7、Mo3A等。
20世纪50～60年代，这一时期的轧件多为碳素结构钢，强度和硬度不高，所以轧辊一般采用 1.5%～2%Cr锻钢。
此类钢的最终热处理通常采用淬火加低温回火，常见的淬火方式有感应表面淬火和整体加热淬火。
其主要任务是考虑如何提高轧辊的耐磨性能、抗剥落性能，并提高淬硬层深度，尽量保证轧辊表面组织均匀，改善轧辊表层金属组织的稳定性。
从20世纪70年代开始，随着轧件合金化程度的提高，高强度低合金结构钢（HSLA）的广泛应用，轧件的强度和硬度也随之增加，对轧辊材料的强度和硬度也提出了更高的要求，国际上普遍开始采用铬含量约2%的Cr-Mo型或Cr-Mo-V 型钢工作辊，如我国一直使用的9Cr2Mo、9Cr2MoV和86CrMoV7、俄罗斯的9X2MΦ、西德的86CrMoV7、日本的MC2等。
热处理工艺优化高速钢材料的刃口硬度和寿命
热处理工艺优化高速钢材料的刃口硬度和寿命热处理工艺是提高高速钢材料刃口硬度和寿命的关键技术之一。
通过适当的热处理工艺可以优化高速钢材料的组织结构，提高刃口硬度和寿命。
高速钢是一种具有高硬度、耐磨性和热稳定性的金属材料，广泛应用于切削工具、冲压模具等领域。
热处理是高速钢材料制备过程中的重要环节，可以通过控制材料在高温条件下的组织转变，改善其力学性能和抗磨性能。
首先，在热处理工艺中，合理的加热和保温温度对于高速钢材料的刃口硬度和寿命具有重要影响。
高速钢的加热温度通常在1250℃左右，保温时间要根据材料的厚度与规格进行合理控制。
较高的加热和保温温度可以使高速钢材料中的粗晶相溶解并再结晶，使钢材的晶粒细化，进一步提高硬度和耐磨性。
其次，快速冷却是热处理工艺中的关键步骤之一。
快速冷却可以使高速钢材料中的奥氏体相变为马氏体相，并产生大量细小、均匀的碳化物。
这些细小的碳化物能够阻碍位错的运动，提高高速钢材料的硬度，并且能够增强材料的耐磨性。
快速冷却可以通过淬火或油淬等方式实现，具体冷却速率需要根据高速钢材料的成分和应用要求进行合理选择。
另外，适当的回火处理也能够优化高速钢材料的刃口硬度和寿命。
回火是指在高速钢材料的快速冷却之后进行适当加热和恒温保持的工艺步骤。
回火温度和时间的选择要根据材料的成分和应用要求进行合理调整。
合理的回火处理可以降低材料的内应力，减少材料的脆性和裂纹倾向，提高高速钢材料的韧性和耐久性。
此外，化学成分的选择也是优化高速钢材料刃口硬度和寿命的关键因素之一。
高速钢的化学成分应包含适量的碳、钼、钴等元素。
碳的含量控制在0.7%-1.4%之间，能够提高高速钢材料的硬度和耐磨性。
钼的含量应在4%-12%之间，可以显著提高高速钢材料的硬度和热稳定性。
钴的添加可以提高材料的抗热软化性和耐高温性能。
综上所述，通过适当的热处理工艺可以优化高速钢材料的刃口硬度和寿命。
合理的加热和保温温度、快速冷却和适当的回火处理能够改善高速钢材料的组织结构，提高材料的硬度和耐磨性。
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高速钢复合轧辊是利用具有高硬度,尤其是具有很好的红硬性、耐磨性和淬透性的高速钢作为轧辊的工作层,用韧性满足要求的高强度球墨铸铁作为轧辊的芯部材料,把工作层和芯部以冶金结合的方式复合起来的高性能轧辊。
高速钢的基体中固溶有大量合金元素,使得淬火后高速钢中有大量的残余奥氏体,过多的残余奥氏体使得轧辊在冷热疲劳过程中产生裂纹的倾向增大。
因此,通过热处理将淬火组织中的残余奥氏体转变为马氏体是提高热稳定性能的一个重要途径。
另一方面,通过热处理可以使固溶在基体中的合金元素析出,形成高熔点、高硬度的MC型碳化物颗粒,提高二次硬化能力[1]。
本文研究了1050℃空淬下,不同回火工艺对高速钢轧辊显微组织中残余奥氏体和硬度的影响,通过对热处理后轧辊中残余奥氏体和碳化物含量的测量和分析,确定最优的高速钢回火工艺参数,为工业生产提供了科学依据。
1试验材料和测试方法1.1实验材料来自国内某轧辊厂,复合轧辊高速钢工作层的成分见表1。
1.2淬火工艺本实验所用材料是从大块高速钢铸态试样用钼切割的方法切成15mm×12mm×12mm的试样块,用高温电阻炉加热(精度±5℃,在1050℃保温1h 后出炉空淬。
1050℃空淬保温1h的显微组织如图1。
1050℃空淬后试样的硬度如表2。
1.3回火工艺及其显微组织为减少试验次数,设计了三因素(回火温度、保温时间和回火次数三水平回火工艺正交表,选用正交表L9(34表格[2],其因素和水平选择的依据如下。
(1回火温度的选择。
200~300℃时残余奥氏体转变为下贝氏体或回火马氏体,到300℃时残余奥氏体分解基本结束[3]。
当回火温度低于350℃时,只表2空淬后试样的硬度热处理工艺硬度HRC平均值HRC 1050℃保温1h空淬64.864.063.865.064.4回火工艺对高速钢轧辊残余奥氏体和硬度的影响Influence of the Tempering Technology on Retained Austeniteand Hardness of High-Speed Steel Rolls栗重浩1姚三九1杨仁康1王武宏1甘宅平2刘永志2(1.武汉理工大学材料科学与工程学院,武汉430070;2.武汉钢铁集团轧辊制造公司,武汉430070摘要:采用正交表L9(34设计高速钢轧辊淬火后的回火工艺;经XRD分析,采用K值法定量测量不同热处理工艺下高速钢轧辊中残余奥氏体和碳化物的含量;通过方差分析确定残余奥氏体最少和硬度达到HRC71以上的最优热处理工艺。
关键词:高速钢轧辊,XRD,残余奥氏体,硬度中图分类号:TG142.45;文献标识码:A;文章编号:1006-9658(200904-4收稿日期:2009-04-09文章编号:2009-054作者简介:栗重浩(1982-,男,硕士研究生,从事高性能金属材料的研究、材料成型和热处理工作表1高速钢轧辊化学成分(质量百分数,%C Si Mn Cr Mo V W Nb P S1.6/2.00.3/1.00.3/1.04.0/8.04.0/6.03.0/5.01.5/2.50.5/1.5<0.08<0.05图11050℃空淬后试样的显微组织(a(b100μm50μm能消除内应力,对硬度影响不大。
为使更多碳化物析出,提高二次硬化能力,且350℃回火时,在以后随炉冷却过程中有更多残余奥氏体分解,回火的最低温度定为350℃。
400~500℃回火时,析出的合金碳化物主要是以铬的碳化物为主,原先析出的渗碳体也在此温度下逐渐转化为铬的碳化物,此碳化物比较稳定、不易聚集,这样使高速钢的硬度逐渐升高[5]。
而且,马氏体在300~500℃回火得到回火托氏体组织,它具有很高的弹性极限,同时有一定的塑性,可以改善高速钢的力学性能[4]。
因此450℃是回火的又一水平温度。
500~600℃回火时,一方面析出弥散度很高且不易聚集的钨和钒的碳化物,出现了明显的“弥散硬化”现象;另一方面,由于在回火过程中,残余奥氏体不断析出碳化物,使其碳和合金元素含量都降低,从而提高了它向马氏体转变的温度,在此温度回火后的冷却过程中,转变为回火马氏体[5]。
此外,共析成分的奥氏体在A1~550℃温度范围内等温回火时,将发生珠光体转变,转变后的珠光体硬度较低[6]。
从这三方面考虑,550℃是回火的上限温度。
(2保温时间和回火次数的选择。
高速钢基体中固溶有大量合金元素,使过冷奥氏体等温转变C曲线右移,降低了马氏体转变温度,增加过冷奥氏体的稳定性,使得淬火高速钢中有大量的残余奥氏体,需多次回火消除。
一般经三次回火才能完全消除残余奥氏体[7]。
回火次数过多,大量碳化物多次共析易聚集长大,韧性和硬度都明显下降。
如果保温时间不足,达不到回火目的,高速钢的力学性能得不到改善。
一般保温时间至少一小时。
保温时间过长时,一方面碳化物聚集长大,甚至再晶接成网状,使韧性明显降低。
另一方面,大多固溶在马氏体中的合金元素大量析出,降低了马氏体的固溶强化效果,基体马氏体硬度降低。
此外,在高温回火中,长时间保温易于组织粗大。
所以保温时间应在1~5h。
回火工艺正交表见表3。
不同回火工艺下的显微组织如图2(a、(b、(c、(d。
1.4残余奥氏体和碳化物的测量本试验所用X射线衍射仪型号为D/Max-IIIA,其试验仪器参数:额定功率3kW;Cu靶;管压35 kV;管流30mA;仪器稳定度优于1%;测角精确度△2θ≤±0.02°;测试速度为10deg/min;测试范围20°~100°(2θ。
用MDI Jade5.0软件(PDF2004卡片数据库建立的卡片索引进行XRD分析,并采用RIR方法定量测试残余奥氏体的含量[8]。
此方法可以定量地测出各物相的含量,对于本实验高速钢组织中主要有回火马氏体M、残余奥氏体γ和碳化物。
具体操作方法[8]:(1准确鉴定每一个物相;(2打开峰的物相鉴定报告,将标准卡片上标明为I%=100的峰留下,保存结果;(3查看峰搜索报告,并保存;(4打开物相鉴定过程中产生的PDF卡片列表,样品中包含的物相都在此表中,文件中保存的是每个相的名称、化学式和RIR值。
有了以上三个文件保存的数据就可以计算出每个相的质量分数:W A=I AK A Xi=AΣI iA图2不同回火工艺下的显微组织50μm(a350℃×3h炉冷、二次回火(b450℃×3h炉冷、三次回火(c550℃×3h炉冷、一次回火(d550℃×5h炉冷、二次回火50μm50μm50μm表3回火工艺正交表编号回火温度/℃保温时间/h回火次数350113503235053445012545033645051755013855031955052123其中A 表示被选定的样品中的任一相。
I=A ……N 表示样品中有N 个相。
其中RIR 的值都可以在MDI Jade 的数据库中查到。
实验中测到的物相名称、化学式、RIR 值和I%=100的峰的晶面指数如表4。
试验中VC 的(200晶面的衍射峰和奥氏体(111晶面衍射峰峰重叠,所以在计算各物相衍射积分强度时要扣除VC 对Austenite 的干扰。
本试验的碳化物相主要为VC 、少量的Mo 2C 和极少量Mo 2V 4C 5等复杂化合物,其它碳化物检测不到,为计算方便碳化物只考虑VC 和Mo 2C 。
此方法计算物相含量的优点:一是避免用电解定量萃取高速钢中碳化物含量带来电解工艺繁杂、周期长、成本高的缺点;二是可以测量出具体某一种碳化物的含量;三是试验的操作简单、方便、快捷。
2试验结果和分析2.1高速钢轧辊空淬组织的XRD 图谱分析1050℃空淬条件下高速钢组织的XRD 图谱分析如图3。
1050℃淬火后,基体组织中有大量的淬火马氏体和残余奥氏体,还有从奥氏体中析出的共晶碳化物VC 及少量的二次碳化物Mo 2C 。
由于背低的影响Cr 7C 3难以检测,它[9]是从奥氏体中析出,能溶入W 、Mo 、V 等元素,呈长条状,长轴尺寸可达50~70μm ,较聚集,不易通过XRD 检测。
2.2高速钢轧辊1050℃空淬的组织和硬度1050℃空淬下不同回火温度的高速钢轧辊碳化物、残余奥氏体和硬度平均值见表5。
通过三次回火,残余奥氏体量基本为零或含量极少。
随回火温度升高和保温时间延长碳化物含量增多,但在550℃时,大多碳化物聚集长大,但呈减少趋势。
碳化物Mo 2C 随回火温度和保温时间延长而增多,说明在回火温度较高和保温时间较长的情况下,碳化物Mo 2C 才容易析出。
450℃保温3h 回火3次时,碳化物含量明显增多,呈颗粒状、块状和细棒状,此温度正好为上贝氏体和回火托氏体的转变温度,回火托氏体有很高的弹性和一定的塑性,使组织力学性能有所改善,并且硬度达到峰值。
550℃保温1h 回火3次时,碳化物含量较高,但硬度相对较低,是因为550℃回火时,大量碳化物从基体析出,易使奥氏体体转变为珠光体或铁素体,同时马氏体中合金元素降低,固溶强化效果有所下降。
550℃保温3h 回火1次时,仍有较多的残余奥氏体,虽然碳化物含量没有达到最高,但硬度很高,说明在此热处理工艺下,碳化物颗粒和基体组织都没有粗大,一部分合金元素析出后形成碳化物颗粒均匀分布于基体,起到明显的“弥散硬化”现象,另一部分合金元素留于马氏体中,起到固溶强化的效果,最终使基体的加权硬度较高。
从图1(a 和(b 可以看出,空淬组织中大多是大表5不同回火温度下高速钢轧辊碳化物、残余奥氏体(质量百分数,%和硬度热处理工艺α-Fe 含量γ-Fe 含量碳化物VC 碳化物Mo 2C HRC 平均值1050℃空淬75.913.210.9-*64.3350℃×1h ×1次78.911.59.6-69.9350℃×3h ×2次85.5 4.79.8-70.2350℃×5h ×3次78.6021.4-71.5450℃×1h ×2次79.010.910.1-71.5450℃×3h ×3次82.0018.0-71.8450℃×5h ×1次75.59.612.5 2.471.0550℃×1h ×3次81.7018.31.071.1550℃×3h ×1次79.210.810.0-71.7550℃×5h ×2次76.19.89.44.771.5注:*表示通过软件没有检测到该物相,说明该物相的含量很少,大多情况下可以忽略不计。
图31050℃空淬条件下试样的图谱20304050607080901002θ(°100200300400500600C P Sα-Fe γ-Fe VC Mo 2C表4物相的测量参数物相名称化学式RIR 值晶面(hkl Martensite (αC0.055Fe1.9457.47(101Austenite(γCFe15.17.51(111Vanadium Carbide (C CV 3.91(111Molybdenum CarbideMo 2C12.63(101颗粒状或块状碳化物[10],主要是MC型,本试验中MC型主要是V的碳化物VC,具有面心立方晶格结构,在共晶转变时析出或从奥氏体中析出,成分并不固定,主要有VC,VC0.94,VC0.863和VC0.88。