3Cr2W8V鋼的熱處理工藝優(yōu)化

陳庚 苗景國 方琴 苗驍 楊茗瀟 藍(lán)海洋 孫洪浪

摘要：利用徠卡金相顯微鏡、硬度計(jì)、電子萬能試驗(yàn)機(jī)等手段研究了不同的預(yù)備熱處理工藝、淬火和回火工藝對(duì)3Cr2W8V鋼組織、力學(xué)性能和斷口形貌的影響。結(jié)果表明，當(dāng)淬火溫度在1020℃至1180℃變化時(shí)，3Cr2W8V鋼的組織主要為馬氏體，當(dāng)溫度上升至1060℃以上時(shí)，晶界上開始出現(xiàn)明顯的殘余奧氏體;當(dāng)回火溫度在500 ℃至700 ℃變化時(shí)，在相對(duì)較低的溫度下組織主要為回火馬氏體，在600℃時(shí)開始出現(xiàn)回火托氏體;隨著回火溫度的升高，硬度呈現(xiàn)出先升后降的趨勢(shì)，而沖擊韌性表現(xiàn)出相反的趨勢(shì);從宏觀斷口形貌來看，隨著回火溫度的升高，斷口表面由凹凸不平逐漸過渡為平整，再轉(zhuǎn)變?yōu)榘纪共黄?與傳統(tǒng)熱處理工藝相比，新工藝獲得了更優(yōu)異的性能，同時(shí)熱處理時(shí)間縮短了至少2h。

Abstract： The effects of different pre-heat treatment processes， quenching and tempering processes on the microstructure， mechanical properties and fracture morphology of 3Cr2W8V steel were studied by means of Leica metallographic microscope， hardness tester and electronic universal testing machine. The results show that when the quenching temperature changes from 1020℃ to 1180℃， the microstructure of 3Cr2W8V steel is mainly martensite， and when the temperature rises above 1060℃， obvious retained austenite begins to appear on the grain boundary. When the tempering temperature changes from 500℃ to 700℃， the microstructure is mainly tempered martensite at relatively low temperature， and the tempered Trollite begins to appear at 600℃. With the increase of tempering temperature， the hardness increases first and then decreases， while the impact toughness shows the opposite trend. From the macroscopic fracture morphology， with the increase of tempering temperature， the fracture surface gradually transits from uneven to flat and then to uneven. Compared with the traditional heat treatment process， the new process has obtained more excellent properties and shortened the heat treatment time by at least 2 hours.

關(guān)鍵詞：3Cr2W8V鋼;熱處理;優(yōu)化

Key words： 3Cr2W8V steel;heat treatment;optimization

中圖分類號(hào)：TG142 ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ?文章編號(hào)：1674-957X（2022）01-0114-03

0 ?引言

3Cr2W8V鋼屬于典型的熱作模具鋼，常應(yīng)用于汽車、儀表、家電等模具和金屬制品行業(yè)中[1-2]。該鋼種通常要求同時(shí)具備較好的硬度和沖擊韌性，這些性能與其熱處理工藝密切相關(guān)。3Cr2W8V鋼常規(guī)的熱處理工藝通常是鍛后以等溫球化退火作為預(yù)備熱處理，再結(jié)合一定的淬火和回火工藝，最終獲得硬度值在47～51HRC范圍的成品。但是該工藝耗時(shí)長、耗能大、且生產(chǎn)效率不高，不能夠完全保證獲得粒度細(xì)小、分布均勻的碳化物。有鑒于此，本文對(duì)3Cr2W8V鋼采取不同的預(yù)備熱處理工藝、淬火和回火工藝進(jìn)行研究，以獲得更優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。

1 ?試驗(yàn)材料和方法

將3Cr2W8V鋼預(yù)先切割成尺寸為10mm×10mm×55mm的長方體和？準(zhǔn)20×15mm的圓柱，再按照“退火+淬火+回火”的工藝流程進(jìn)行熱處理。具體熱處理工藝為：①傳統(tǒng)退火預(yù)備熱處理，880℃×1h+740℃×3h，空冷;②快速預(yù)冷退火工藝：880℃×15min，空冷至550～500℃，迅速放入740℃的電阻爐中等溫1h后，空冷至室溫;③將進(jìn)行了不同退火處理后的試樣加熱到1020℃、1060℃、1100℃、1140℃、1180℃進(jìn)行淬火，保溫時(shí)間20min，油冷;④將退火、淬火優(yōu)化處理后的試樣進(jìn)行500℃/550℃/600℃/650℃/700℃×2h的二次回火處理。

用LEICA MDMI5000M型徠卡金相顯微鏡觀察組織和斷口形貌;用HR150A洛氏硬度計(jì)檢測(cè)硬度;用JBS-300B型擺錘式?jīng)_擊實(shí)驗(yàn)機(jī)檢測(cè)沖擊韌性。

2 ?試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 退火工藝對(duì)3Cr2W8V鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響 ?不同的退火工藝下3Cr2W8V鋼的顯微組織見圖1。由圖1可知，不同的退火工藝后的組織均為粒狀珠光體和粒狀碳化物。相較于傳統(tǒng)退火工藝而言，快速預(yù)冷退火工藝獲得的組織中粒狀碳化物更加細(xì)小，且數(shù)量更多，碳化物的分布更加均勻，這是受到快速預(yù)冷退火空冷時(shí)間更長，過冷度增大的影響。退火處理后的硬度需要滿足機(jī)加工最佳硬度范圍160～230HBW，經(jīng)硬度檢測(cè)得知，傳統(tǒng)退火和快速預(yù)冷退火處理后鋼的硬度分別達(dá)到了17.5HRC和18.9HRC，均可滿足機(jī)加工要求，考慮到組織的粗細(xì)、分布均勻性和工藝時(shí)長的綜合影響，快速預(yù)冷退火工藝優(yōu)于傳統(tǒng)退火工藝。

2.2 淬火、回火工藝對(duì)3Cr2W8V鋼的顯微組織和力學(xué)性能的影響 ?分別選取了1020℃、1060℃、1100℃、1140℃和1180℃作為淬火溫度。由圖2可知，當(dāng)淬火溫度在1020℃至1180℃變化時(shí)組織主要為馬氏體，隨著淬火溫度的升高，晶粒呈現(xiàn)出長大的趨勢(shì)。1020℃和1060℃淬火后獲得的組織較其它組織更加細(xì)小，無明顯的殘余奧氏體存在，而當(dāng)溫度上升至1060℃以上時(shí)，組織中開始出現(xiàn)了明顯的殘余奧氏體，無規(guī)則地分布在晶界上，并且晶粒逐漸粗化。這是因?yàn)?，?020℃至1060℃時(shí)，組織中碳化物溶入量少，剩余的碳化物對(duì)組織奧氏體晶粒長大有抑制作用，淬火后馬氏體組織晶粒同樣比較細(xì)小，在此溫度下奧氏體中合金元素和碳化物含量少，奧氏體穩(wěn)定性差，最終淬火組織中殘余奧氏體量較少，以至不足以在組織中顯現(xiàn)出來。當(dāng)溫度超過1100℃以后，奧氏體中合金元素和碳化物溶入量不斷增加，奧氏體穩(wěn)定性增加，冷卻到室溫后形成的殘余奧氏體也就越來越多[3]。同時(shí)，外界第二相的減少使得奧氏體長大的約束減少，奧氏體晶粒進(jìn)一步粗化，最終淬火后獲得的馬氏體組織晶粒也隨之粗化。

圖3為經(jīng)1060℃淬火后不同的二次回火溫度（500℃、550℃、600℃、650℃、700℃）下3Cr2W8V鋼的組織形貌。由圖3可知，隨著回火溫度的升高，組織發(fā)生了一定的轉(zhuǎn)變。回火溫度為500℃和550℃時(shí)，組織與淬火后的組織形貌幾乎一致，其實(shí)質(zhì)為回火馬氏體。進(jìn)一步提高回火溫度發(fā)現(xiàn)，組織中除了原有的回火馬氏體外，開始出現(xiàn)了回火托氏體，其數(shù)量不斷增加，在回火溫度為650℃以上時(shí)占據(jù)了主導(dǎo)地位，此時(shí)回火馬氏體的組織形貌已變得越發(fā)模糊，但碳化物呈現(xiàn)出均勻分布的形態(tài)。

圖4、圖5為快速預(yù)冷退火處理后不同的熱處理工藝下3Cr2W8V鋼的力學(xué)性能。由圖4可知，隨著淬火溫度的升高，硬度呈現(xiàn)出單調(diào)上升的趨勢(shì)，在1020℃和1180℃時(shí)分別出現(xiàn)最小值和最大值（49.5HRC、53.4HRC）。沖擊韌性則呈現(xiàn)出單調(diào)下降的趨勢(shì)，在1020℃和1180℃時(shí)分別出現(xiàn)最大值和最小值（33.9J·cm-2、21.3J·cm-2）?？紤]到出廠要求、能耗、晶粒大小、碳化物數(shù)量的綜合影響，選擇1060℃作為最佳淬火溫度。

由圖5可知，隨著回火溫度的升高，硬度呈現(xiàn)出先升后降的趨勢(shì)，在550℃時(shí)出現(xiàn)最大值48.2HRC。而沖擊韌性呈現(xiàn)出相反的趨勢(shì)，在600℃時(shí)出現(xiàn)最小值35.1J·cm-2。結(jié)合硬度、沖擊韌性和材料需求，在550℃時(shí)3Cr2W8V鋼獲得了硬度和沖擊韌性的最佳匹配效果，此時(shí)硬度和沖擊韌性分別為48.2HRC和36.8J·cm-2。

2.3 熱處理對(duì)3Cr2W8V鋼斷口形貌的影響 ?圖6為不同熱處理工藝下3Cr2W8V鋼的宏觀斷口形貌。由圖6可知，在1060℃×20min 淬火下，當(dāng)回火溫度為600℃時(shí)，斷口表面更加平整，說明此時(shí)的試樣在斷裂前塑性變形量最小，消耗能量最少，此時(shí)沖擊韌性最低。500～550℃和650～700℃時(shí)斷口表面形貌更加粗糙、凹凸不平，塑性變形量更大，消耗能量更多，相應(yīng)地沖擊韌性較高，圖中還能看出，700℃時(shí)試樣的變形量最大，對(duì)應(yīng)地消耗能量最多，沖擊韌性也最高。

3 ?結(jié)論

①隨著淬火溫度的升高，3Cr2W8V鋼組織中的碳化物溶入量不斷增加，晶界上開始出現(xiàn)明顯的殘余奧氏體，晶粒有所粗化，硬度不斷提高，沖擊韌性不斷下降。②隨著回火溫度的升高，組織由回火馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹜惺象w，硬度呈現(xiàn)出先升后降的趨勢(shì)，而沖擊韌性呈現(xiàn)出先降后升的趨勢(shì)。③從宏觀斷口形貌來看，600℃回火時(shí)試樣的變形量最小，沖擊韌性最低。④綜合來看，3Cr2W8V鋼經(jīng)快速預(yù)冷退火+1060℃×20min淬火+550℃×2h二次回火后獲得了最優(yōu)異的性能，同時(shí)熱處理時(shí)間縮短了2h。

參考文獻(xiàn)：

[1]劉英，張?zhí)?3Cr2W8V鋼軋輥熱處理工藝改進(jìn)[J].金屬制品，2004，30（2）：37-39.

[2]趙巖.熱處理工藝對(duì)3Cr2W8V鋼組織和性能的影響[J].熱加工工藝，2010，39（18）：163-165.

[3]蔣良.熱處理工藝對(duì)3Cr2W8V鋼熱疲勞性能的影響[D].南京理工大學(xué)，2007.