Table 1. 試驗材料的化學成分
| 項目 | 質量分數 | ||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| C | Cr | Mo | Co | V | W | Fe | |
| 試樣1實測值 | 1.61 | 4.82 | 1.94 | 7.88 | 4.58 | 10.10 | 余量 |
| 試樣2實測值 | 1.60 | 4.81 | 1.94 | 7.89 | 4.56 | 10.11 | 余量 |
| 試樣3實測值 | 1.62 | 4.78 | 1.93 | 7.80 | 4.86 | 10.29 | 余量 |
分享：真空氣體淬火熱處理對粉末冶金高速鋼S390硬度的影響
高速、高效的切削加工方式為現代制造業的主要發展方向之一,廣泛應用于鋼鐵、鋁合金等材料的高速切削加工中[1－2]。
目前,對于粉末冶金高速鋼真空氣體淬火熱處理的相關應用較少,真空熱處理相對鹽浴更加綠色環保,因此需要對后續企業的綠色轉型發展進行相應的技術儲備。蔡紅等[3]對粉末冶金高速鋼S390進行了真空氣體淬火試驗,得出在加熱溫度為1 180 ℃、冷卻壓力為0.4 MPa和加熱溫度為1 230 ℃、冷卻壓力為0.6 MPa條件下,該鋼的硬度均大于63.2 HRC。筆者對刀具使用過程中硬度與紅硬性進行了測試,結果可為后續粉末冶金高速鋼真空氣體淬火熱處理提供試驗方向。
1. 試驗材料與試驗方法
1.1 試驗材料
對粉末冶金高速鋼S390半成品滾刀毛坯料(1件)與扇形試樣(2件)進行試驗。試樣直徑為70 mm,長度為160 mm,孔徑為31 mm；扇形試樣的有效厚度為10 mm。試驗材料的化學成分如表1所示。
1.2 試驗方法
使用拋丸機去除試樣表面毛刺,對試樣1、試樣2進行真空熱處理,裝爐前使用汽油對這兩個試樣進行清洗,晾干后入爐,對試樣3進行鹽浴熱處理。試樣1～3的熱處理工藝參數如表2所示。
Table 2. 試樣1～3的熱處理工藝參數
| 熱處理方式 | 試樣編號 | 真空度/Pa | 加熱分段 | 溫度/℃ | 時間/min | 冷卻方式 |
|---|---|---|---|---|---|---|
| 真空熱處理 | 1,2 | ≤10 | 預熱1 | 600 | 70 | 氮氣 |
| 預熱2 | 850 | 60 | 氮氣 | |||
| 預熱3 | 1 080 | 40 | 氮氣 | |||
| 加熱段 | 1 210 | 30 | 氮氣 | |||
| 鹽浴熱處理 | 3 | － | 預熱1 | 600 | 8 | 260～270 ℃等溫硝鹽 |
| 預熱2 | 850 | 4 | ||||
| 預熱3 | 1 080 | 4 | ||||
| 加熱段 | 1 210 | 2 |
將淬火冷卻氣體壓力設定為0.8 MPa,將平均冷卻速率設定為3 ℃/s。淬火完成后,對試樣進行打磨、拋光,使用光學顯微鏡觀察淬火后試樣的晶粒度,使用洛氏硬度計測試試樣的硬度。使用硝鹽回火爐進行回火,工藝制度為560 ℃×60 min×4次,回火完成后對試樣進行打磨、拋光,再將試樣置于光學顯微鏡下觀察,使用洛氏硬度計測試試樣的硬度。最后對試樣進行紅硬性試驗,工藝制度為600 ℃×4 h×1次,完成后對試樣進行打磨,使用洛氏硬度計測試試樣的硬度。
2. 試驗結果與分析
2.1 淬火后試樣的晶粒度與硬度
2.1.1 淬火后試樣的晶粒度
淬火后試樣2,3的顯微組織形貌如圖1所示。由圖1可知：淬火后試樣2的晶粒度評級為10.5～11級,無混晶現象；淬火后試樣3的晶粒度評級為11～11.5級,無混晶現象。一次碳化物顆粒均勻分布在基體中,這是由于粉末冶金技術解決了傳統高速鋼冶煉過程中一次碳化物粗大和組織嚴重偏析等問題,因此粉末冶金技術具有無成分偏析、晶粒細小、碳化物尺寸細小、熱處理變形小、硬度均勻、韌性和耐磨性良好等優點[4]。在加熱保溫過程中,大量均勻彌散分布的一次碳化物作為第二相質點,對奧氏體晶界起到了釘扎作用,阻礙奧氏體晶粒的長大[5],從而得到超細晶粒。
圖 1 淬火后試樣2,3的顯微組織形貌
2.1.2 淬火后試樣的硬度
淬火后試樣1～3的硬度測試結果如表3所示。
Table 3. 淬火后試樣1～3的硬度測試結果
| 試樣編號 | 硬度 | 均值 |
|---|---|---|
| 1 | 66.8,66.8,66.5,66.5,67.3 | 66.8 |
| 2 | 66.0,65.8,66.1,65.7,66.6 | 66.0 |
| 3 | 64.6,64.5,65.3,65.2,64.4 | 64.8 |
真空淬火后試樣未發生開裂,說明冷卻速率未超過臨界點。由表3可知：淬火后試樣2的硬度平均值低于試樣1,相差0.8 HRC。試樣1的有效厚度為19.5 mm,試樣2,3的有效厚度為10 mm,真空淬火后試樣1,2較試樣3鹽浴爐后的硬度低,說明在該真空試驗條件下,試樣1,2均存在碳化物的提前析出行為[6]。由于冷卻速率有限,較厚試樣的冷卻速率較慢,奧氏體中溶解的碳化物部分提前析出,彌散的二次碳化物提高了基體組織的硬度,因而淬火后,兩試樣的硬度存在較大差異。
2.2 回火程度與回火后試樣的硬度
2.2.1 回火程度
回火后試樣2,3的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知：基體中黑色為回火馬氏體,碳化物顆粒分布均勻,回火充分且無殘余奧氏體,回火程度為1級,無過熱現象發生。
圖 2 回火后試樣2,3的顯微組織形貌
2.2.2 回火后試樣的硬度
回火后試樣1～3的硬度測試結果如表4所示。
Table 4. 回火后試樣1～3的硬度測試結果
| 工序 | 試樣1硬度 | 試樣1硬度均值 | 試樣2硬度 | 試樣2硬度均值 | 試樣3硬度 | 試樣3硬度均值 |
|---|---|---|---|---|---|---|
| 回火1次后 | 66.6,66.6,67.0 | 66.7 | 67.4,68.1,67.7 | 67.7 | 68.1,68.8,68.6 | 68.5 |
| 回火2次后 | 66.7,66.9,66.7 | 66.8 | 67.6,68.2,67.5 | 67.8 | 69.2,69.5,68.7 | 69.1 |
| 回火3次后 | 66.6,66.4,66.2 | 66.4 | 67,67.5,67.2 | 67.2 | 67.9,68.2,68.1 | 68.1 |
| 回火4次后 | 66.3,66.2,66.4 | 66.3 | 66.9,67.5,67 | 67.1 | 68.0,67.9,68.3 | 68.1 |
回火后試樣2,3的硬度變化如圖3所示。由圖3可知：回火過程中試樣2,3的硬度先增大后減小。淬火后,鋼中存在殘余奧氏體,未完成馬氏體轉變。由于殘余奧氏體的碳含量降低,在560 ℃回火2次過程中,殘余奧氏體分解為淬火馬氏體,即產生“二次淬火現象”。殘余奧氏體的分解與轉變對回火硬度的增大產生作用。另一方面,回火過程中,基體中大量細小的MC型二次碳化物彌散析出,起到二次硬化效果[7]。
圖 3 回火后試樣2,3的硬度變化
2.3 紅硬性試驗
試樣1～3的紅硬性試驗結果如表5所示。
Table 5. 試樣1～3的紅硬性試驗結果
| 試樣編號 | 硬度 | 均值 |
|---|---|---|
| 試樣1 | 61.0,61.5,61.3 | 61.3 |
| 試樣2 | 61.7,62.0,61.9 | 61.9 |
| 試樣3 | 64.8,65.1,65.1 | 65.0 |
由表5可知：試樣1的紅硬性較試樣3的紅硬性小3.7 HRC,試樣2的紅硬性較試樣3的紅硬性小3.1 HRC。紅硬性是指在一定溫度下,一定時間后材料保持硬度的能力,是抗回火穩定性試驗后的硬度。紅硬性主要取決于加熱過程中固溶于奧氏體中碳化物的含量。隨著加熱溫度的升高,碳化物溶解量增加,紅硬性增大[8]。同時,增大回火后材料的峰值硬度,減小二次碳化物的長大速率也能增大材料的紅硬性[9],但由于真空淬火冷卻速率較小,材料在二次碳化物的析出區停留時間長,使淬火后得到的過飽和馬氏體合金化程度降低,回火過程中二次碳化物析出量減少,提前析出的碳化物已經聚集長大,碳化物的彌散度降低,從而紅硬性減小。
真空氣體淬火與鹽浴熱處理后試樣2,3的硬度如圖4所示。由圖4可知：在整個熱處理過程中,淬火后鹽浴熱處理材料的硬度小于真空熱處理。二次硬化峰值出現在第2次回火后,硬度相差1.3 HRC,這是由于在真空熱處理方式下,淬火過程中碳化物提前析出,固溶于基體中的碳化物含量降低,在同等回火條件下,真空熱處理方式下試樣中碳的脫溶程度較大,回火抗性降低,再加上二次硬化不足,導致真空熱處理方式下材料的回火硬度較小。
圖 4 真空氣體淬火與鹽浴熱處理后試樣2,3的硬度
3. 結論
(1) 粉末冶金高速鋼S390的有效厚度為20 mm,在冷卻壓力為0.8 MPa,冷卻速率為3 ℃/s條件下,可以對S390鋼進行真空淬火,且該鋼不會發生開裂現象。
(2) 回火4次后S390鋼的硬度較鹽浴回火硬度小1.2 HRC。
(3) 在冷卻壓力為0.8 MPa,冷卻速率為3 ℃/s條件下,真空氣體淬火熱處理S390鋼的紅硬性較鹽浴熱處理后S390鋼的紅硬性小3.1～3.7 HRC。
(4) 真空熱處理與鹽浴熱處理的差異主要體現在淬火冷卻速率較小,增大冷卻氣體壓力可增大冷卻速率,進而增大回火后S390鋼的硬度,增強其紅硬性。
文章來源——材料與測試網
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