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。 ' [2 f) {4 m+ i/ c! ?; h" {; M

1、实验材料及实验方法

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。 , s% C5 y: ~; Y% W/ o& l1 {+ V& R" V, ?( `/ x& G+ n( R5 Z4 B

表1 工模具钢5Cr8MoVSi化学成分/%

C 7 g* H% E- h3 f% r( t$ f	Mn - `- I2 f) E$ Y4 t% t5 `	Si	Cr 3 B" Q5 e+ V" {9 J! }	Mo	V 9 z& w; g. i' ^6 @" @	S $ j: A- F: _; ?9 I" C C	P # A+ [8 I7 b/ \
0.55 G+ k0 w2 L1 J! G* a# [/ C0 ]	0.45 ) N( A3 Y8 s2 [6 {+ H0 i3 ]3 E* j2 l	0.72	8.13	1.38	0.45	≤0.02	≤0.03

( {. _6 U& A' M; J$ ? K9 f. N

2、实验结果及分析

2.1 退火

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 ' m' H9 d' q" I( u8 O

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。 ; a2 Z, D0 _7 {, ~% Y4 C( u; b0 E m8 s$ i! K5 z Y) K7 N+ e! v. l- K2 {7 g2 a; L& C( ? ], `0 G- |8 r. }4 }# o2 J

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

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淬火温度/℃ * C2 n P# d0 S' f- U$ \	奥氏体晶粒度/µm	残余奥氏体量/% $ ^+ h/ E* K1 r8 l7 ~" N	淬火马氏体 3 G8 l7 p! Z, [& c7 t- i) Z	剩余碳化物形态尺寸/µm	体积分数 ' A9 Y( _% \/ B( k" s" M	尺寸/µm * W9 h) i" `) E3 w2 q
900	6.3	- 4 q5 S( X3 C; j: a	针状+少数板条状 ) T1 p7 B1 Z. q	6 ) f: s! X6 J2 N5 ?" n! w	0.12 1 N4 _9 P7 V- U. B5 w" |	1.5 : V( t. V" Q5 B" v+ J2 K8 M" P# X
930 ! `; s( w2 w9 u, o9 Y' W2 D+ |	8.4 9 z6 B; [6 \7 G5 T0 l5 e	-		6 " E5 v. Z2 n: s/ Q! A	0.10	1.0 , J' ?) o- \1 {
950	9.3	5.38 * B. T7 H1 U" ~ c	-	6	0.09 ( I$ m8 P" c; a1 x% ]# E	0.9
1000 7 j, c7 Q+ A: z: |) t' l	11.3	10.74 , ?3 {+ ]5 w/ v	板条状+针状 8 t3 p2 d8 M s/ B	11	0.08 6 V! T- ^; T- Z) T7 V$ h	0.6 : D* W4 B* {' J, V0 e- K
1050	24.4	12.28 2 t0 W! F$ B2 p, G9 r	板条状+少量针状	24 1 t8 |/ U7 p& F2 I	0.04 1 R' x: [4 {6 r* J/ r3 i" ]' x4 G	0.3

+ e, D, o6 P2 g2 b/ J

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。 # R( S: h, s y! d$ i3 a

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。 % H8 g$ p H7 E& n2 w: i& S4 X
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。

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