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。

1、实验材料及实验方法

0 M. u H/ n% {$ ?+ W) {

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。 . j6 p1 c9 `2 m# P3 P4 Y

表1 工模具钢5Cr8MoVSi化学成分/%

C - Q6 { M; a& u0 r) T	Mn	Si	Cr	Mo " W+ i" z! R9 S; I, e" ]5 T) V	V 3 O6 J: T4 { d h& u8 m: }0 [) j	S	P 8 Y2 J, g a# [0 ?: |
0.55	0.45	0.72 / ^$ V; D) i! w% M; v8 N5 ?	8.13 Z( O P- f U! B9 P* X4 x r	1.38	0.45	≤0.02 ; ~) ?+ u$ b3 ^9 l) {	≤0.03

. n: ?8 H2 E4 @3 o( l

2、实验结果及分析

2.1 退火 5 C: Y7 A5 x I6 s$ n# p- i% {1 x

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 - }9 q& f3 {, w' k! }$ d+ i

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。 7 S4 J' ?% k( T( T0 M$ G1 [& u* }7 M* b! U" p3 J; ~7 ` A. D; m% R- G0 Y& z, L1 i

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 1 \* @. w1 ?( R+ q0 v) N8 R: W

3 h6 Q3 o$ W) o% a2 E6 c" ?

淬火温度/℃ ' s6 Y3 t+ E. Z	奥氏体晶粒度/µm	残余奥氏体量/%	淬火马氏体	剩余碳化物形态尺寸/µm 2 [) C# q. W$ `7 p0 n4 W) M5 }	体积分数	尺寸/µm 2 b' ?/ E Q; { E# Y5 P3 h
900 / Z$ r$ l# g; m: v	6.3 & }5 t, W/ a P( L	- 9 t, Q9 G- p0 Z	针状+少数板条状 ' p1 W" s9 }( J, E	6	0.12 - F& {( y" R2 Z4 x: u- X	1.5 + B' f8 x# i, I1 ]
930	8.4 9 ~9 D- v" W' W* c) S7 n) J	-		6 4 ^$ [2 w. }' C E5 _2 l) w	0.10 7 E, J5 `+ u+ L& w3 G4 p	1.0
950	9.3 ( d& J9 R! g! n) Q1 j. \5 R	5.38 9 d8 Y: [9 J4 }' \1 _4 E$ D	-	6 : K1 p7 E; u( K5 {3 c	0.09 2 K/ E0 P* l" H% o. m8 f	0.9
1000	11.3 8 z; J5 N7 s! s% I	10.74 8 ]! ~* T: l, T1 ^: C2 G	板条状+针状	11	0.08 ' C/ N, @; {" H, |) O: n	0.6
1050 6 X6 _3 y# F5 x% s: P	24.4	12.28 * A' V. h& k& y% y# \3 t, ?	板条状+少量针状	24 * g! o2 ^* k8 t: A8 T: f7 e	0.04 $ ?+ u g' C! ]	0.3

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 6 `# X9 ^5 ~5 r$ N/ s) P1 [

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。 2 ]7 E" {& h$ k, l; x

3、讨论

3 M/ M/ t# M. N7 A3 n- i" y4 z f

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。 % g' V9 p$ f _, D# T$ K
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。 + C: n2 F; W3 W2 l1 F
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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