毕业论文：合金元素和热处理工艺对高速钢W9Mo3Cr4V性能的影响.doc

Xxxxx毕业论文目 录1 绪论11.1 概述11.2 高速钢发展历程21.3 高速钢研究现状31.3.1高速钢刀具31.3.2高速钢模具41.3.3 高速钢作构件基体41.4 W9Mo3Cr4V钢研究现状51.4.1对W9Mo3Cr4V钢的强韧化研究51.4.2对W9Mo3Cr4V微观组织的研究51.4.3 对W9Mo3Cr4V的深冷处理51.5 研究目的与意义61.6 本文研究内容62 高速钢W9Mo3Cr4V化学成分特点分析72.1 W9Mo3Cr4V化学成分72.2 各元素作用72.2.1 碳元素72.2.2 钨元素和钼元素82.2.3 铬元素92.2.4 锰元素与硫元素92.2.5 钒元素93 实验材料及实验方法103.1 试样的制备103.2 试样编号103.3 实验设备103.4 实验设计103.4.1 预备热处理（退火）工艺的制订103.4.2 最终热处理工艺的制定114 实验过程及实验结果134.1 实验过程134.1.1 退火处理134.1.2 淬火处理134.1.3 回火处理144.1.4 金相腐蚀144.2 实验结果144.2.1 试样硬度144.2.2 热处理显微组织观察154.2.4 X射线衍射分析185 讨论245.1 淬火工艺对W9Mo3Cr4V钢组织与性能的影响245.2 淬火冷却方式对W9Mo3Cr4V性能的影响255.3 回火工艺对W9Mo3Cr4V钢组织与性能的影响255.4 回火次数对W9Mo3Cr4V钢组织与性能的影响276 结论28参考文献29致 谢31 第 33 页 共 33 页1 绪论1.1 概述 金属切削加工在当代机器制造业中，占有极其重要的地位，而切削刀具又是切削加工的关键之一。多少年来，人们为了提高切削速度，除了改革机床和刀具设计外，刀具材料一直是一个核心问题。从上个世纪的碳素工具钢，到现在的合金工具钢(油钢)、高速工具钢(铎钢)、铸造合金、碳化物硬质合金、金属陶瓷、陶瓷材料、金刚石等，高速钢历经百年的发展，至今仍在刀具材料中占有重要位置，从20世纪60年代起，尽管在高速钢之后又发展了一系列超硬新型刀具材料，如硬质合金材料，但是对于制造形状复杂、磨削困难的刀具，如拉刀、剃齿刀、插齿刀等，高速钢始终处于主导地位，特别是要求刀具具备高韧性时，就非高速钢莫属了。高速钢以其胜任高速切削而著称，其之所以经百年使用而不衰，主要是由于其具有硬质合金等超硬工具材料所不能比拟的强韧性及优良的可加工性，同时，高速钢比超硬材料成本低廉，比碳素工具钢、低合金钢、铬模具钢具有更优良的热硬性及耐磨性能，因此被广泛用于制造高速切削刀具，如钻头、车刀、铣刀等，此外约有15%的高速钢被用于制作冷挤压模具及冷墩压模具。热处理是工模具制造过程中的重要工艺之一，它可以保证和提高工模具的各种性能，如耐磨性、硬度等，还可以改善毛坯的组织和应力状态，以利于进行各种冷热加工。与其他加工工艺相比，它一般不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变工件表面的化学成分，赋予或改善工件的使用性能，例如白口铸铁经过长时间退火处理可以获得可锻铸铁，提高塑性，齿轮采用正确的热处理工艺，使用寿命可以比不经热处理的齿轮成倍或几十倍地提高，价廉的碳钢通过渗入某些合金元素就具有某些价昂的合金钢性能，而工模具则几乎全部需要经过热处理方可使用。对于零件加工制造所用的工模具，为使其具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和各种成型工艺外，热处理工艺是必不可少的，而通过热处理，就可以使这些工模具获得不同的使用性能。W9Mo3Cr4V钢是以中等含量的钨为主，加入少量钼，适当控制碳和钒含量的方法来达到改善性能、提高质量、节约合金元素的目的的通用型钨钼系高速钢。W9Mo3Cr4V钢（以下简称W9）的冶金质量、工艺性能兼有W18Cr4V钢（简称W18）和W6Mo5Cr4V2钢（简称M12）的优点，并避免或明显减轻了二者的主要缺点。这是一种符合我国资源和生产条件，具有良好综合性能的通用型新钢种。该钢易冶炼，具有良好的热、冷塑性，成材率高，碳化物分布特征优于W18，近似M2，脱碳敏感性低于M2，生产成本较W18和M2都低。由于该钢的热、冷塑性好，因而能满足机械制造厂采用多次镦拔改锻、高频加热塑性成型工艺和冷冲变形工艺的要求。该钢切削性能良好、磨削性能和可焊性优于M2，热处理过热敏感性低于M2。钢的主要力学性能：硬度、红硬性水平相当于或略高于W18和M2；强度、韧性较W18高，与M2相当：制成的机用锯条、大小钻头、拉刀、滚刀、铣刀、丝锥等工具的使用寿命较W18的高，等于或较高于M2的使用寿命，插齿刀的使用寿命与M2的相当。用W9钢制造的滚压滚丝轮对高温合金进行滚丝时收到显著效果。1.2 高速钢发展历程 现代工具钢可追溯至1740年，英国人由坩锅炉熔化得到成分均匀的高碳钢，碳含量为0.751.50%，制成机床切削工具，切削速度不超过5m/min。1868年发展了Mushet自硬钢。属Mn-W系工具钢，使切削低碳钢的速度达到8m/min。典型成分为：C2.0%，W7%，Mn2.5%。随着19世纪工业革命的进展，工业用钢大量生产迫切要求机床和工具必须跟上。因此如何提高Mushet钢的性能使其所制工具切削速度能大幅度提高，已成为当时客观迫切的要求。Mushet钢的锰含量高因而降低Ac1临界点，使其很难软化退火，而且热脆性大，可锻性很差，淬火时易过热。因此19世纪末，在美国出现了低锰含铬的Cr-W系自硬钢。1898年，FredW.Taylor及助手M.White等人通过几百次切削试验，筛选出两种成分的钢，一种是Mushet的Mn-W钢（C2.15%,Mn1.58%,W5.44%），另一种是Cr-W钢（C1.44%,Cr1.83%,W7.72%），通过试验发现Cr-W钢经接近熔化温度淬火后得到最高的切削性能。1900年巴黎世界博览会上，经Taylor-White工艺处理的Cr-W钢（C1.85%,W8%,Cr3.8%）工具的切削表演时，切削速度、吃刀深度和进刀量均可成倍提高。使生产能力提高340。引起当时机床与工具业的革命性变革。因此迄今公认高速钢正式诞生于1900年（巴黎博览会表演时间）。 高速钢发展简史： 18701898 英国Mushet自硬钢（C2，W7，Mn2.5），切削中碳钢速度达到8m/min；18981900 美国F.W.Taylor和英国M.White发明接近钢熔点的高温淬火和高温回火，并以Cr-W钢（C1.85，W8，Cr3.8）取代Mushet的Mn-W自硬钢，从而创立了高速钢。切削中碳钢的切削速度达20m/min。1900年在巴黎国际博览会上表演高速切削成功；1903 出现现代高速钢的原始成分（）：C0.7、W14、Cr4；1904 美国JohnMathew向高速钢中加入0.3V；1906 试用电炉冶炼高速钢；1910 确立T1（W18Cr4V）钢成分（C0.75、W18、Cr4.0、V1.0），切削中碳钢速度达30m/min；1912 德国Becker向钢中加入35Co，提高了钢的热硬度；1918 3t电弧炉试炼高速钢成功，替代了坩埚炉，得以生产较大尺寸的钢锭和钢材；1923 加入钴量达1215，切削速度达40m/min以上；1932 美国J.V.Emmons发明以Mo代替W的高钼钢M1；1937 美国W.Breelor发明W-Mo系钢M2；1939 美国J.Gill发明高碳高钒钢，称SuperHSS，含钒35，淬回火硬度达HRC6768，耐磨性好，但可磨削性差；1953 出现加硫（0.050.2）易切削高速钢；19581963 平衡碳原理提出与应用，美国发明M40系列钢，硬度达到HRC70的超硬（Extra-hard）钢，最早为M41和M42；1965 美国CrucibleSteels公司发明粉末冶金法生产高速钢；1970 瑞典Stora-ASEA粉末冶金高速钢投产；电渣重熔高速钢开始用于大截面材生产；高速钢用于高载荷冷作模具日益增多；1980 氮化钛涂层的物理气相沉积法（PVD）成功用于部分高速钢刀具，使用寿命成倍提高，对高速钢的应用和发展具有重要意义；1990 粉末高速钢新钢种热处理硬度达HRC70-72；综合性能优良的低合金高速钢重新受到重视和发展，替代部分通用高速钢，以节约合金资源1。1.3 高速钢研究现状1.3.1高速钢刀具根据世界工具协会统计，以切削刀具为例，我国高速钢刀具占总销售额的70%(含W、Mo)左右，硬质合金刀具(含WC、Mo2C及WSi2、MoSi2)占30%左右，而各类陶瓷刀具(氧化铝陶瓷、氮化硅-氧化铝陶瓷、立方氮化硼聚晶)仅占0.5%。高速钢问世至今已有近百年历史，合金化与制造工艺不断有发展，但材料基本成分变化不大，高速钢长盛不衰基于以下4点原因：(1)韧性和加工塑性比硬质合金刀具高一档次。硬质合金多用于车刀刃头形状简单刀具，而高速钢可用于铣刀、拉刀、丝锥、带锯锯条等复杂刀具；(2)高速钢制备工艺日益完善：为提高材料纯净度和均匀性方面采用电渣重熔精炼、微合金化、粉末冶金及表面涂层等新技术的发展；(3)价格低廉；(4)可回收再利用2。钨系高速钢如美国ASTMT1钨的质量分数为18%，日本JISSKH3钨的质量分数为18%，德国DINS18-1-2-5钨的质量分数为18%。钨钼系高速钢如美国ASTMM2 w(W+Mo)=11%，日本JISSKH53w(W+Mo)=11%，德国DINS7-4-2-5w(W+Mo)=11%。高速钢热处理后有大量碳化物相析出(MC、M6C、M2C、M23C6等)，制成刀具在600左右红热温度下具有较高硬度(HRC60)，保持良好的切削性能。因此，高速钢广泛应用于钻头、铣刀、拉刀、滚刀、绞刀、丝锥和锯条3。1.3.2高速钢模具目前家用电器零件约80%用模具加工；机电工业中70%零件用模具加工；塑料制品、陶瓷制品、橡胶制品、建材、耐火材料大量采用模具成型。一种中型载重汽车改型即需4000多套模具，净重2000多吨。20世纪80年代，日本、德国、美国等发达国家模具工业总产值已超过机床总产值。日本称“模具是促进社会繁荣的动力”；德国称“模具是工业发展的基石”。 模具钢普遍含钼、钒等金属元素。特种热作模具钢含较高的钨：国产3Cr2W8Vw(W)为7.5%9.0%，美国ASTMH21w(W)为8.5%10.0%，日本热作模具钢JISSKD5w(W)为9%10%，英国热作模具钢BH26w(W)为17.5%18.5%，法国热作模具钢Z30WCV9w(W)为8.5%9.5%。1.3.3 高速钢作构件基体要求高硬度，高耐磨性的冷挤压冲头，冷轧轧辊曾采用高速钢来制造，但往往又由于其韧性差而过早失效。近年来为提高它的韧性而研究发展了基体钢，基体合金化学成分及淬火后基体组织与高速钢近似，但碳的质量分数减少，钢中共晶碳化物量少，碳化物尺寸细小，分布均匀。高级航空用轴承一直采用W18高速钢。近年由于温室效应，地球变热，空调制冷设备飞速发展。因此，空压机叶片用高速钢叶片的需求逐年上升，世界潜在市场达4万t/a。1.4 W9Mo3Cr4V钢研究现状1.4.1对W9Mo3Cr4V钢的强韧化研究在对W9Mo3Cr4V强韧化处理方面，本钢一钢厂赵铁成在W9Mo3Cr4V钢的强韧化处理一文中指出，W9Mo3Cr4V高速工具钢，退火后碳化物分布均匀，硬度低、便于冷加工。淬火过热敏感性低，温度范围较宽，应选择淬火温度是l24O1260。淬、回火后，硬度、强度、韧性较高是较理想的高速工具钢。此外为获得最佳的淬、回火硬度(HRC67)，较高的红硬性(6204h、HRC60)，必须适当提高淬火温度，应采用1260淬火的同时，采用第一次回火为3704001.5h空冷，再进行两次55056O1h空砖的回火工艺。为节约能源，也可采用57058O05h空冷+5405501h空冷，共回火两次的回火工艺。采用上述两种工艺回火，W9Mo3Cr4V高速工具钢将得到较高的硬度、强度、良好的韧性及红硬性的综合机械性能4。1.4.2对W9Mo3Cr4V微观组织的研究在微观组织研究方面，安徽机电学院王泾文与哈尔滨工业大学姚忠凯在W9Mo3Cr4V钢高温形变与在结晶组织中得出结论， (1)高速钢高温形变后加工硬化组织的显著特征为加工硬化程度大、变形不均和发达亚晶结构等。(2)高速钢因形变参数不同可获得两种特征完全不同的动态再结晶组织。其中以细小、均匀、等轴状再结晶晶粒为特征的动态再结晶组织是低碳低合金钢中所未见的。(3)高速钢形变过程中析出与其组织状态密切相关。一般情况下，得到与低碳低合金钢中类似的再结晶组织，析出量很大，钉扎亚晶界时，则得到细小、均匀、等轴状再结晶晶粒5。1.4.3 对W9Mo3Cr4V的深冷处理对W9Mo3Cr4V的深冷处理是目前国内对W9Mo3Cr4V研究最热的一个方面，曾志新、李勇、周志斌、张扬在深冷处理对W9Mo3Cr4V刀具耐磨性能影响的研究一文中认为，W9Mo3Cr4V高速钢在深冷状态下，组织中残余奥氏体向马氏体转变的过冷度增大，即相变驱动力增强，使得处理后，残余奥氏体进一步转变为马氏体；深冷处理后，高速钢微观组织中会析出细小碳化物颗粒，细小碳化物颗粒本身具有很高的红硬性和强的耐磨性，而且细小碳化物颗粒和马氏体的增多，会在高速钢基体中产生细晶强化，并在一定程度上提高了刀具材料的显微硬度；深冷处理也使高速钢刀具内部组织分布趋于均匀。上述几种因素综合作用，使得高速钢刀具在深冷处理后，耐磨性能得到较大的提高6。1.5 研究目的与意义随着世界范围内制造业的竞争变得越来越激烈，企业在尽可能短的时间内高效率、低消耗地为顾客提供个性化、高质量产品的能力，已成为企业竞争能力的一个标志，而其中工模具质量的高低将直接影响到产品的质量、产量、成本、新产品投产及老产品更新换代的周期、企业产品结构调整速度与市场竞争力，因此经济形势对工模具的质量提出了越来越高的要求。近二十年来，随着现代材料技术的不断发展，为了找到对高速钢、模具钢、合金钢等材料进行淬火处理的最佳途径，国外已开展了高压气淬技术的研究，在国内，表面强化技术，如化学热处理、激光表面强化等己开始受到普遍重视。实践证明，工模具的热处理质量对其性能与使用寿命的影响甚大，从失效原因的分析统计知道，约有一半的工模具失效是因热处理不当所引发的，如淬火变形与开裂、使用过程中早期开裂等，均与热处理工艺有关。我国大多数工模具采用高速钢制成，这些工模具经过热处理后，常常发生使用寿命短、不耐磨、硬度不够、变形、开裂等问题，给我国带来了很大的损失，对这些工模具的热处理技术进行研究和改善，可提高其强度、韧性、冷热疲劳性能、抗磨损性能，降低制造成本，避免因组织转变不均匀、不彻底或热处理形成的残余应力过大造成的加工、装备和使用过程中的各种缺陷。此外，随着工业技术的发展，在金属切削加工中的切削速度及进刀量不断增加，切削刃具刃部的温度也不断提高，从而对刃具材料的红硬性的要求也随之提高。高速钢是一种具有高热硬性、高耐磨性的高合金工具钢，钢中含有较多的碳(0.7%1.50%)和大量的钨、铬、钒、钼等强碳化物形成元素，并且具有二次硬化特征。经热处理后，它能在600以下保持HRC60以上的硬度，并且具有优良的高温耐磨性和足够的强度。因此，高速钢常用于制造切削速度较高的刃具和形状复杂、载荷较大的成形刀具以及冷挤压模及某些耐磨零件。但由于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高速钢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。 1.6 本文研究内容W9Mo3Cr4V钢是以中等含量的钨为主，加入少量钼，适当控制碳和钒含量的方法来达到改善性能、提高质量、节约合金元素的目的的通用型钨钼系高速钢。W9Mo3Cr4V钢的冶金质量、工艺性能兼有W18Cr4V钢和W6Mo5Cr4V2钢的优点，并避免或明显减轻了二者的主要缺点。该钢易冶炼，具有良好的热、冷塑性，成材率高，碳化物分布特征优于W18Cr4V，近似W6Mo5Cr4V2，脱碳敏感性低于W6Mo5Cr4V2，生产成本较W18Cr4V和W6Mo5Cr4V2都低，而且其主要力学性能：硬度、红硬性水平相当于或略高于W18Cr4V和W6Mo5Cr4V2，强度、韧性较W18Cr4V高，与W6Mo5Cr4V2相当；因此这是一种符合我国资源和生产条件，又具有良好综合性能的通用型新钢种。但如何才应最佳热处理工艺，提高W9Mo3Cr4V钢的淬火、回火硬度、强度、韧性和红硬性，获得良好的综合机械性能，充分发挥W9Mo3Cr4V钢的潜力，仍然是热处理工作者必须解决的课题。本课题通过分析合金元素和热处理对W9Mo3Cr4V钢性能的影响，以确定其最佳热处理工艺参数，为工业生产提供理论依据。2 高速钢W9Mo3Cr4V化学成分特点分析2.1 W9Mo3Cr4V化学成分W9Mo3Cr4V钢的化学成分及含量如表2.1（摘自GB/T9943-1988、YB/T2-1980）7所示。2.1 W9Mo3Cr4V化学成分及其含量CSiMnWMoCrVSP0.770.870.200.400.200.408.509.502.703.303.804.401.301.700.0300.0302.2 各元素作用2.2.1 碳元素增加高速钢中的碳含量，可以提高钢的硬度和红硬性；但是，随着碳含量的增加，钢的抗弯强度和韧性均有所下降，碳化物偏析增加，使钢的热加工性能变差，使之锻制困难。使钢的固相线下降，晶界熔化温度也下降，因而淬火温度上限也必须下降，经测定结果显示，每增加0.1%的碳含量，晶界出现熔化温度下降118。高速钢的主要特征是具有极高的红硬性，其中碳是最重要的组成元素。高速钢的红硬性主要取决于淬火加热时溶入奥氏体的合金碳化物的多少。这既取决于钢的化学成分，也取决于淬火加热温度以及保温时间。钢的碳的饱和度愈高，淬火加热温度愈高，保温时间愈长，溶入奥氏体的碳化物就愈多，则淬火回火后的硬度及其红硬性也就愈高。但随着淬火温度的提高，温度过高时，奥氏体晶粒将长大，性能将变差。高速钢中的碳可以强化固溶体，提高淬透性，促进马氏体的生成，更重要的是能和各种合金元素生成不同类型的碳化物，提高钢的热稳定性和耐磨性。若碳含量不足，则不能使高速钢获得高硬度和高的热稳定性。但是，如果高速钢中碳含量过高，也将加重碳化物的偏析及易生成粗大的块状碳化物，使高速钢的性能变坏。高速钢W9Mo3Cr4V的含碳量稍高于其他高速钢，碳的作用是提高钢的硬度、红硬性和耐磨性，其效果十分显著。通常而言，若含碳量偏高，硬度和红硬性虽高，但碳化物不均匀性增加，使高速钢的塑性及韧性变坏，综合机械性能低劣。同时碳含量的增加，也会使高速钢淬火后残留奥氏体量增加，回火次数相应增加，能耗上升。含碳量超过0.9%以后，抗热冲击性能明显下降。为了保证W9Mo3Cr4V的耐磨性，通常要求高速钢中碳化物数量在0.77%以上，9为了给合金元素提供足够的碳，W9Mo3Cr4V碳含量高于常规高速钢。2.2.2 钨元素和钼元素钨是使W9Mo3Cr4V钢具有红硬性的主要元素之一，它与钢中的碳形成碳化钨和复合碳化物，提高了钢的强度、耐磨性和红硬性，钨的碱化物还有阻止晶粒长大的能力。随着钨含量的增加，钢中碳化物不均度也增加，从而降低了钢的塑性。钨在W9Mo3Cr4V钢中主要以M6C形式存在，淬火加热时部分溶解。溶解的钨在回火时部分以M2C型碳化物的形式析出，产生弥散硬化，部分留在回火马氏体中，从而提高其高温硬度和抗回火性。而淬火时剩余的M6C型碳化物，又可起到细化晶粒的作用。从高速钢的发展历史来看，钨是促进高速钢抗回火性和红硬性的首选元素，对提高高速钢耐磨性也有一定作用。目前，国外主要采用高碳高钒(铌)类型的成分设计方案哪10。但我国钨资源十分丰富，铬、铝、钒则相对短缺;另一方面，如果高速钢材料中不添加钨，会在后续的热处理过程中加剧氧化，造成脱碳，所以有人建议国内走高钨低铬、铝、钒的成分设计道路。然而，当采用离心铸造法向合金中添加钨时，钨及其所形成的W2C型碳化物与钢液的密度相差很大，在离心力的作用下，铸造时极易发生偏析。钼的作用和钨类似，钼对W9Mo3Cr4V钢的影响类似于钨并且比钨的作用更强这是因为它们原子的大小相近。由于钼的原子量(95.94)远比钨的原子量(183.9)小，大约是其一半，因此用1%Mo，一般来说可以置换2%W，把(W+2Mo)%称为钨当量11。钨当量愈高，耐磨性愈好。钼还有细化铸态莱氏体的作用，所以含钼高的W9Mo3Cr4V钢的碳化物颗粒细小、分布均匀，韧性较高。然而，W含量高的W9Mo3Cr4V钢的硬度值比较理想但韧性较差。W9Mo3Cr4V钢中的元素，不论固溶或者形成碳化物，真正起作用的是原子数目。而当W9Mo3Cr4V钢中W、Mo质量相等时，W的原子数目只有Mo的一半。故W9Mo3Cr4V钢中1%Mo的作用相当于2%W的作用，即Mo对W的当量约是2。2.2.3 铬元素铬的作用主要是提高钢的淬透性，铬也是碳化物形成元素，在高速钢中铬碳化物以Cr23C6型为主，淬火加热时，铬几乎全部溶入奥氏体中，提高了奥氏体的稳定性，增大了淬透性。 铬有较强的形成复合碳化物的倾向，易溶入钨、钼碳化物中，有利于防止钨、钼的碳化物转化为稳定的WC和MoC，而以M6C型碳化物存在于钢中。在淬火加热时，M6C型碳化物比WC、MoC易溶于奥氏体，增加了奥氏体的合金度，从而增加了钢的二次硬化和红硬性。铬还能提高钢的抗氧化脱碳和抗腐蚀能力。如含铬量过低，将降低钢的淬透性，但若含量过高，亦会减低钢的Ms点，使残留奥氏体增加，淬火后硬度较低，并由于残留奥氏体具有较大的稳定性，给回火增加困难12。2.2.4 锰元素与硫元素由于锰属扩大奥氏体区的元素，锰含量不宜过高，以0.10%为宜。硫在钢中产生热脆但是锰和硫结合生成硫化锰其熔点大干1400，而W9Mo3Cr4V淬火加热温度小于1300，使Mn/S10可以改善钠的热塑性。2.2.5 钒元素钒是提高高速钢切削性能的主要元素之一，钒极易与碳结台形成高熔点的碳化物，形成稳定的VC，回火过程中VC以细小质点弥散析出，形成高速钢的二次硬化，其作用比钨还强。而溶入固溶体中的钨可提高马氏体的抗回火稳定性，所以两者不能相互代替。此外，钒的碳化物弥散硬化更强，显著提高钢的耐磨性，而且由于碳化钒细小均匀地分布于钢中，对碳化物的偏析影响不大。钢中含钒量增加，其红硬性和耐磨性则随之提高。W9Mo3Cr4V钢中钒含量一般在1.31.7%。3 实验材料及实验方法14mm14mm3.1 试样的制备本实验试样材料为高速钢W9Mo3Cr4V，在实验前经正火处理后切削加工成圆柱形，圆柱直径为14mm，高为14mm。如右图3.1所示。3.2 试样编号图3.1 试样尺寸 试样共33块，平均分成11组，每组3个试样，分别编号为111号。3.3 实验设备 本实验热处理设备为箱式电阻炉，淬火炉型号为：SX2-10-13；炉膛尺寸（mm）：250150100；额定功率：6kw；额定温度：1300。回火炉型号为：SX2-2.5-12；炉膛尺寸（mm）：20012080；额定功率：2.5kw；额定温度：1200金相实验光学显微镜为AXIO，型号为Imager. Aim HAL100,放大倍数为500倍。X射线电子显微镜为日本理学D/max- RB型；条件为Cu靶单色器；速度：7/min, 30100；取点：stepping wi-0.02；电压电流：40K100mA。3.4 实验设计高速钢W9Mo3Cr4V所要求的优越性，如力学性能、红硬性、耐磨性等都是在正确的淬火和回火之后获得的13，因此，在原材料和预先热处理都符合质量要求的前提下，淬火和回火是最终决定其性能的关键。3.4.1 预备热处理（退火）工艺的制订W9Mo3Cr4V中合金元素多，导热性较差，工件由室温直接加热至很高的淬火温度时，很容易产生内应力，引起变形和开裂，冷却时这种由加热过急造成的应力也会增加变形开裂的倾向，同时，若将冷态的高速钢工件直接高温加热，势必延长它在高温下的停留的时间，增加其氧化和脱碳倾向，所以在淬火加热之前须经过一次或多次预热，缩小其与高温炉之间的温差，最大限度地减小弯曲变形。此外，铸造高速钢经过热加工后，共晶碳化物网虽被打碎，但还存在不同程度的碳化物不均匀性，其中包含有较大的共晶碳化物颗粒，它们对高速钢的机械性能特别是韧性影响甚大。因为在应力作用下，这些硬而脆的粗大碳化物容易开裂、剥落，并与集体分离，往往成为裂纹源。由于该处的应力集中，使裂纹扩展，导致完全破坏。因此，高速钢中的碳化物不均匀性（指碳化物呈带状、网状、大颗粒及大块堆积等不均匀分布）会显著降低钢材的强度和韧度，使机械性能呈各向异性，并降低材料热处理后的硬度和红硬性。同时，碳化物不均匀性还会增加热处理时的过热敏感性和淬火时的变形及开裂倾向。因此，在进行淬火加热前，应对试样进行球化退火。球化退火主要使钢中的碳化物球化以降低硬度，改善组织，提高淬火钢的性能及减少淬火缺陷等。加热温度对钢中碳化物的球化效果有着很大的影响。球化退火加热温度不宜太高，一般控制在稍高于Ac1，如Ac1+（2030），可获得不均匀奥氏体和大量较细小的残留碳化物。W9Mo3Cr4V钢的Ac1为835，所以本实验退火温度为850。3.4.2 最终热处理工艺的制定W9Mo3Cr4V的最终热处理是淬火回火。在W9Mo3Cr4V的热处理工艺过程中最重要的就是淬火和回火的处理，淬火是为了使其具有高的强度、硬度和耐磨等性能；回火主要是消除工件淬火时所产生的残余内应力，提高材料的塑性和韧性，获得良好的综合力学性能，稳定工件尺寸，使钢的组织在工件使用过程中不再发生变化。淬火与回火相结合，则可以使零件具有高的强度、耐磨性、足够的强度和韧性以及一定的冲击性的配合，这使得W9Mo3Cr4V具备高的变形抗力、断裂抗力、耐磨损、抗疲劳和咬合等能力。（1）淬火。淬火一般是把钢加热到临界点Ac1或Ac3以上，保温并随之以大于临界冷却速度冷却，以得到介稳状态的马氏体或下贝氏体组织， W9Mo3Cr4V钢的Ac1为835，但由于其中含有大量钨、铝、铬、钒等难熔碳化物，铬的碳化物900才开始溶解，到1100几乎全部溶入奥氏体中；钒的碳化物在9001000时几乎不溶解，到10002000才溶解；钨的碳化物在9501150虽然开始溶解，但其量甚少，至1200以上M6C型碳化物才迅速溶解，但至1325还未全部溶解。因此这些合金碳化物只有在1200以上才能大量地熔入奥氏体中，它们熔入奥氏体的数量愈多，冷却后马氏体的合金浓度愈高，从而可获得高的硬度、高的红硬性以及良好的耐磨性。为了使合金碳化物能充分溶入奥氏体中，以提高其硬度和红硬性，从理论上必须提高淬火加热温度至钢的溶化温度，但这种片面的追求碳化物溶解的方法时行不通的，会导致试样的过热以致过烧的不良后果14。因此本次淬火实验分别在1050、1150、1250、1280四个温度下进行。为保证必要的组织转变和扩散，炉中的试样应在规定的加热温度范围内保持适当的时间。淬火加热时间选择与淬火加热温度密切相关，对于高速钢产品来说，淬火加热温度的选择是第一位的，通常淬火加热时间可按工件的有效直径或厚度进行计算，加热系数可按1.52min/mm计算,因此本试样加热时间为21min28min，保温时间应为4/3加热时间，即37分钟。本次实验由于要进行淬火温度的横向对比，所以取一致的淬火保温时间。根据试样大小计算，本次实验淬火时间定为40min。冷却介质方面，由于高速钢的过冷奥氏体很稳定，淬火时即使采用空冷，也能得到马氏体，故高速钢又常被称为“空淬钢”。但在生产上很少采用空冷淬火，因为空冷时冷却速度较慢，会从奥氏体中析出二次碳化物，呈完全或不完全的网状分布于奥氏体晶界上，因为碳化物的析出，降低了奥氏体的合金化程度，从而影响了高速钢的红硬性，故高速钢的淬火冷一般都采用油冷或分级冷却，以防止碳化物的析出。W9Mo3Cr4V钢的马氏体点（Ms点）较低，淬火组织中保留的残留奥氏体组织高达2030%15。本次实验同时将试样进行油冷和空冷，以便进行对比研究。 （2）回火。为了消除淬火应力，稳定组织，减少残余奥氏体量，钢在淬火后必须进行回火。回火一般是指工件淬硬后加热到Ac1以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺，同时还要根据钢种注意要避免各种钢的回火的脆性温度区间。W9Mo3Cr4V的热硬性就是在回火过程中获得的，回火时W和V的合金碳化物从马氏体中析出，使V、W、C的碳化物以极细小的粒度弥散分布在马氏体基体上，使其硬度明显上升，同时淬火马氏体转变为回火马氏体，残余奥氏体在回火冷却时转变为马氏体，也使硬度提高，由此造成二次硬化，保证了钢的高硬度和红硬性，同时韧性也有所提高。据研究，W9Mo3Cr4V通常在二次硬化峰值温度或稍高一些的温度(550570)下回火三次，能得到各项性能的最佳组合16。本次实验为作不同回火温度下组织性能的研究，将回火实验分别在250、350、450、550、600下回火一次或多次，并全部进行空冷。所以最终热处理工艺如图3.2所示。空冷空冷空冷85012801150105040min油冷6005504503502501h55055012501h1h时间温度T/图3.2 热处理工艺4 实验过程及实验结果4.1 实验过程4.1.1 退火处理 由于所用的箱式电阻炉炉膛大小所限，为保证试样都能受热均匀，将试样分成两批进行退火处理，第一批17个试样，第二批16个试样，退火温度同为850，并在同一箱式电阻炉内进行，退火完毕后进行空冷。4.1.2 淬火处理 鉴于试样总数较多，且淬火温度又各不相同，因此将试样按小组编号进行分别淬火，如1号三个试样小组进行1050淬火，2号小组三个试样进行1150淬火，3号小组三个试样进行1250淬火。各小组淬火情况如表4.1所示：表4.1 试样淬火编号及淬火时间试样编号1234567891011淬火温度10501150125012801150115011501150115011501150淬火时间40min40min40min40min40min40min40min40min40min40min40min 将每组试样中取一块试样进行空冷，其余的试样均进行油冷。4.1.3 回火处理 将511组试样在不同回火温度下进行回火，详细回火情况如下表所示：表4.2 试样回火编号及回火时间试样编号567891011回火温度550回火一次550回火三次360一次，550三次250回火一次350回火一次450回火一次600回火一次回火时间60min60min60min60min60min60min60min 每组试样回火1h后，空冷至室温。4.1.4 金相腐蚀 将淬火未回火试样中空冷、油冷试样各取一块，即取1、2、3、4组空冷和油冷各一块进行打磨抛光；而从回火试样，即511号试样中各取一块进行打磨抛光。抛光完毕后将其放入浓度为5%的硝酸酒精溶液中腐蚀1530分钟，然后取出在空气中晾干。4.2 实验结果4.2.1 试样硬度 各试样经热处理后经洛氏硬度计测其硬度，测验结果如下表所示：表4.3 退火硬度试样编号硬度值（HRC）平均硬度值0（1）212120.52321.521.4HRC0（2）22.524.520.520.52121.8HRC表4.4 淬火温度与硬度试样编号淬火温度淬火时间冷却方式硬度（HRC）平均值1105040min油冷5148.55151.4555251空冷5055.75352.52115040min油冷54.5555454.152.553.555空冷52.455.55253.33125040min油冷57605756555750空冷555057544128040min油冷50.5464445.9493848空冷4040.542.541表4.5 回火温度与硬度试样编号回火温度回火时间硬度（HRC）平均硬度55501h64.5556260.56550两次2h64.565.566.565.5550三次3h656466657350一次，550一次2h61656463.3350一次，550两次3h616059.560.1350一次，550三次4h6059555882501h5051.553.551.793501h5353.55152.5104501h54.5454.554.2116001h63.5585057.24.2.2 热处理显微组织观察 图4.1 1050淬火空冷 500 图4.2 1050淬火油冷 500 图1所示为1050淬火空冷组织，由图可知该金相组织中主要由残余奥氏体（黑色）、碳化物（白色）以及淬火马氏体（灰白部分）组成。图中组织较细，因为空冷时冷却速度较慢，会从奥氏体中析出二次碳化物，呈完全或不完全的网状分布于奥氏体晶界上，因为碳化物的析出，降低了奥氏体的合金化程度，从而影响了材料的红硬性。图2所示为1050淬火油冷，图中黑色部分为残余奥氏体，白色部分仍为碳化物和淬火马氏体，组织中白色碳化物过多，说明淬火温度不足，还有大量碳化物未溶于奥氏体中，此外，碳化物部分明显比图一空冷的粗大，这是因为油冷冷却速度快，二次碳化物从奥氏体中析出极少。 图4.3 1150淬火空冷 500 图4.4 1150淬火油冷 500 图3所示为1150淬火空冷的金相组织，图中灰基体仍为白色的碳化物与灰色部分的淬火马氏体和残余奥氏体，但晶界不很清晰。同时组织中也存在少量块状的共晶碳化物和部分细粒状的二次碳化物。图4为1150淬火油冷组织，图中灰白色基体为淬火马氏体及残余奥氏体，晶界相清晰。此外尚有部分块状未溶碳化物和部分细粒状二次碳化物。 图4.5 1250淬火 500 图4.6 1280淬火 500 图4.5所示为1250淬火油冷组织，图中基体仍为灰白色淬火马氏体与深灰色残余奥氏体，其中深灰色组织较少，说明奥氏体转化为马氏体较彻底。此外在基体上还分布着少量小岛状的共晶碳化物和小部分细粒状的二次碳化物，说明有碳化物从马氏体中析出，并呈弥散分布，产生弥散强化，从而使硬度上升，如表4.4所示。这是正常的淬火组织。图4.6为1280淬火组织，灰白色基体应为淬火马氏体、残余奥氏体及少量的碳化物颗粒，同时出现深灰色的共晶莱氏体。这是由于加热温度过高，在晶界处出现融化状态，在随后的冷却过程中转变为莱氏体和黑色托氏体组织。说明此试样有过烧现象。由于加热温度过高，在晶界出出现熔化状态，故在冷却过程中转变为莱氏体。当试样出现过烧时，试样表面会发生变形，出现收缩或皱皮等现象，事实上实验过程中1280淬火试样表面出现了严重皱皮现象。 图4.7 1250淬火，250回火 500 图4.8 1250淬火，350回火 500 图4.7所示为1250淬火，250回火组织，图中灰白部分应为淬火马氏体和残余奥氏体，白色部分为碳化物。此组织明显为回火不足组织，淬火马氏体未能转变为黑色的回火马氏体，而使得基体组织呈灰色，但仍有颗粒状碳化物从马氏体中析出。图4.8为1250淬火，350回火组织，其中基体为黑色的回火马氏体组织，白色为碳化物，说明淬火马氏体转化为回火马氏体在350回火便已进行。灰白部分仍为淬火马氏体和残余奥氏体，其中晶内和晶界白色小颗粒状为二次碳化物。 图4.9 1250淬火，450回火 500 图4.10 1250淬火，550回火一次 500 图4.9为1250淬火后450回火组织，白色为碳化物，黑色部分为回火马氏体及合金度较低的残余奥氏体。组织中白色碳化物偏析严重，使组织在淬火时有过烧现象，这是因为在碳化物分布不均匀时，淬火加热时容易引起组织过热，这主要是因为在相同加热条件下，碳化物集中的区域晶粒细，碳化物少部分则易晶粒长大，降低熔点，从而造成组织过热。这种不均匀造成组织转变不同步、不一致，使组织内应力增加，容易变形和开裂。图4.10所示为550回火组织，白色部分为碳化物，黑色部分为回火马氏体及残余奥氏体。其中白色碳化物晶粒有粗有细，这是由于高速钢中含有大量的合金碳化物，在淬火加热时部分溶解，使淬火马氏体获得高的硬度，部分溶入奥氏体的又在随后的转变中析出，成为共晶碳化物。 图4.11 1250淬火，600回火 500 图4.12 1250淬火,550回火三次 500 图4.11所示为1250淬火600回火的金相组织，图中基体为马氏体、残余奥氏体以及颗粒状的碳化物，黑色晶界依稀可见，其中白色碳化物较图4.10多，这是由于600回火温度过高而使奥氏体中大量碳化物析出并聚集，降低了马氏体中的过饱和度，从而降低了材料的硬度和韧性，如表4.5所示。图4.12为1250淬火550回火三次组织，组织中黑色部分为回火马氏体以及极少量的残余奥氏体，白色部分为碳化物。其中白色碳化物晶粒有粗有细，这是由于W9Mo3Cr4V中含有大量的高合金碳化物，在淬火加热时部分溶解，使淬火马氏体获得高的硬度，部分溶入奥氏体的又在随后的多次回火中析出二次碳化物并呈弥散分布，从而产生弥散强化而造成试样的二次硬化17。 4.2.4 X射线衍射分析 X射线衍射分析（X-ray diffraction，简称XRD），是利用晶体形成的X射线衍射，对物质进行内部原子在空间分布状况的结构分析方法。将具有一定波长的X射线照射到结晶性物质上时，X射线因在结晶内遇到规则排列的原子或离子而发生散射，散射的X射线在某些方向上相位得到加强，从而显示与结晶结构相对应的特有的衍射现象18。本实验通过x射线衍射可分析出试样中不同相与组织的变化情况，以便更好地确定其最佳的淬火及回火温度。图4.13 1050淬火油冷,CC，C， 图4.14 1050淬火空冷图4.13为1050淬火后油冷试样的x射线衍射花样，由图可知1050淬火后基体为淬火马氏体，同时含有部分残留奥氏体，其中碳化物分布均匀，含量较多，说明1050淬火只有少部分碳化物溶入奥氏体，说明淬火温度不够，即1050不是最佳淬火温度。图4.14为1050淬火后空冷试样所得的x射线衍射花样，基体仍为马氏体与碳化物，其中碳化物峰较油冷峰高，这是由于在碳化物峰中同时含有奥氏体峰，说明空冷组织中奥氏体较油冷组织中多，这是由于空冷冷却速度较油冷慢，部分奥氏体不能转变为马氏体。图4.15 1150淬火油冷C，,C图4.16 1150淬火空冷 图4.15为1150淬火后油冷试样的x射线衍射花样，该试样基体为马氏体，同时含有残余奥氏体，但碳化物明显比图4.13少，说明在1150淬火条件下，更多的碳化物溶入到奥氏体中。实验数据表明（如表4.4所示），1150淬火后硬度的确高于1050，但硬度仍不够理想，因此1150也不是最佳淬火温度。图4.16所示为1150淬火后空冷试样的x射线的衍射花样图，图中马氏体含量较油冷少，主要是碳化物与奥氏体，说明碳化物溶入奥氏体后，大部分奥氏体因为冷却速度慢而未能转变为马氏体。 图4.17 1250淬火 图4.17为1250淬火后油冷试样的x射线衍射花样，说明该试样组织基体为马氏体和少量的残余奥氏体，碳化物含量较图4.13与4.15明显减少，这说明在1250淬火条件下，合金碳化物很好地熔于奥氏体中，同时奥氏体很好地转变成了马氏体，增加了马氏体的饱和度，从而提高了试样的硬度（如表4.4所示）。因此说明1250为W9Mo3Cr4V的最佳淬火温度。图4.17 550回火一次 图4.18 600回火图4.19 550回火三次图4.17、4.