热处理对高钒高速钢中残余奥氏体量的影响

热处理对高钒高速钢中残余奥氏体量的影响
魏世忠1,2,朱金华1,龙锐3
(1.西安交通大学材料学院,陕西西安710049;2.河南科技大学材料学院,河南洛阳471003;
3.河南省耐磨材料工程技术研究中心,河南洛阳471003)
摘　要:采用铁磁性法测定了高钒高速钢中残余奥氏体量。

研究了淬火温度和回火温度对高钒高速钢残余奥氏体量的影响。

结果表明:淬火加热温度升高,残余奥氏体量增加;回火温度升高,残余奥氏体量降低。

在试验淬火温度范围(900～1100℃)内450℃以下回火,奥氏体含量变化不明显;回火温度达到550℃时,残余奥氏体含量迅速降低。

关键词:高钒高速钢;热处理;铁磁性法;残余奥氏体
中图分类号:T G156 文献标识码:A 文章编号:100123814(2004)1220031202
Effect of Hea t Trea t m en t on Residua l Austen ite of H igh Vanad iu m H igh Speed Steel
W E I S h i2zhong1,2,ZHU J in2hua1,LONG Ru i3
(1.S chool of M a teria ls S cience and E ng ineering,X i′an J iaotong U n iversity,X i′an710049,Ch ina;
2.S chool of M a teria ls S cience and E ng ineering,H enan U n iversity of S cience and T echnology,L uoy ang471039,Ch ina;
3.H enan E ng ineering R esea rch Cen ter of W ea r M a teria l,L uoy ang471039,Ch ina)
Abstract:T he amoun t of residual au sten ite in h igh vanadium h igh speed steel w as m easu red by ferrom agnetis m m ethod.T he effect of heat treatm en t techn ique on the amoun t of residual au sten ite w as studied.T he resu lts show that the amoun t of residual au sten ite rise w hen the quench ing temperatu re increase,bu t the amoun t of residual au sten ite de2 crease w hen the tempering temperatu re increase;A t the quench ing temperatu re(900～1100℃)w hen the tempering tem2 peratu re is low er than450℃,the amoun t of residual au sten ite has sligh t variati on.Bu t the amoun t of residual au sten ite sharp ly decreases if the tempering temperatu re reaches550℃.
Key words:h igh vanadium h igh speed steel;heat treatm en t;ferrom agnet m ethod;residual au sten ite
α　高钒高速钢是近十多年来发展起来的一种新钢种,目前已成功应用于生产冶金轧辊[1～4]及粉磨行业的锤头、衬板[5～7]等,应用结果表明:其耐磨性为高铬铸铁的3～5倍[8～11]。

高钒高速钢优良的耐磨性与显微组织有关。

研究表明,高钒高速钢的显微组织为碳化物(包括碳化钒及铬钼等其它合金的碳化物)与马氏体和残余奥氏体基体。

残余奥氏体含量是影响性能的一个重要指标[12,13]。

化学成分一定,钢中残余奥氏体的量主要由热处理决定。

本文以目前正在推广应用的含钒10%的高钒高速钢为对象,设计20种热处理工艺,采用铁磁性法对各工艺处理后钢中残余奥氏体的含量进行了测量,研究了淬火回火温度对残余奥氏体量的影响,以期为制定高钒高速钢的热处理工艺提供理论参考。

1　试验条件
1.1　熔炼工艺
熔化在50kg中频炉中进行。

钒铁在熔化后期加入,加钒铁前预脱氧,以提高钒的回收率。

出炉前加0.1%的纯铝终脱氧。

采用自制专用变质剂S 进行变质处理,加入量为0.4%,包内冲入。

出炉温度1500℃,浇注温度1450℃。

试验用试样的实际化学成分(质量分数,%)为: 2.98C,9.8V,4.25C r,2.95M o,0.65Si,0.83M n,
0.05S,0.06P。

1.2　热处理工艺
热处理工艺为淬火(空气淬火)、回火处理。

标样热处理工艺为铸态下560℃三次回火;被测试样的淬火加热温度与回火温度见表1。

热处理在SX228213型高温箱式电阻炉中进行,该炉配有微电脑程序控温柜(R TXJ2150),控温精度±2℃。

表1　热处理工艺
淬火加热温度 ℃900950100010501100回火温度 ℃
250
450
550
600
250
450
550
600
250
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600
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600 1.3　残余奥氏体量测量
利用奥氏体无磁性、马氏体强磁性、碳化物弱磁性的性质,采用铁磁性法对高钒高速钢中残余奥氏体的量进行了测定。

测量原理如下。

13
《热加工工艺》　2004年第12期工艺技术
α收稿日期:2004206211
基金项目:河南省重大科技攻关资助项目(0322020300)
作者简介:魏世忠(19662),男,河南滑县人,博士研究生,主要从事新型
耐磨材料的研究开发。

P A%=M r-M
M r
×100%+[(P c)r%-P c%][14]
式中:P A为奥氏体体积百分数;M r为高温回火标准试样的饱和磁化强度;M为被测试样的马氏体饱和磁化强度;(P c)r为标样中碳化物的体积百分数;P c为被测试样的碳化物体积百分数。

对于本试验,标样与被测试样为同种成分的高钒高速钢,热处理对碳化物含量影响很小,故(P c)r≈P c,式(1)可简化为:
P A%=M r-M
M r
×100%(2)
本试验利用磁化强度仪测定饱和磁化强度,试样的偏转角与试样的磁化强度4ΠM成正比[15],因此残余奥氏体的含量可用式(3)计算:
P A%=Α0-Α
Α0×100%(3)
式中:Α0为测标样时检流计的偏转角;Α为测被测试样时检流计的偏转角。

2　试验结果
对于高钒高速钢而言,淬火(空冷)回火处理过程中,碳化物的类型、形态、分布无明显变化。

淬火加热温度较高时,M7C3型碳化物的边角可少量溶入基体,边角圆整度稍有提高。

但基体组织中马氏体与残余奥氏体的数量,则可在相当大的范围内变化。

图1、图2分别反映了淬火加热温度与回火温度对高钒高速钢残余奥氏体的影响。

由图1可知,淬火加热温度相同时,随回火温度升高,残余奥氏体含量呈明显降低趋势;由图2可知,回火温度相同时,淬火加热温度升高,残余奥氏体含量显著升高。

在实验所用淬火温度范围内,相同淬火温度条件下,450℃以下回火时,残余奥氏体含量变化不明显;回火温度达到550℃时,残余奥氏体含量迅速降低(图2)。

淬火加热温度不超过950℃时,550℃回火可使残余奥氏体量降到了比较低的水平;淬火温度达到1000℃后,淬火温度升高,使残奥降至较低水平的回火温度逐渐增加。

淬火温度较低时,奥氏体中溶解的碳及钒、铬、钼等合金元素的量较少,马氏体转变的终止温度M f点较高,奥氏体的稳定性差。

淬火冷却过程中,马氏体转变较为充分,淬火后,残余奥氏体量较少。

淬火温度较高时,更多的碳及钒、铬、钼溶于奥氏体中,奥氏体稳定性提高,M f点降低。

淬火过程中,马氏体转变量较少,残余奥氏体增多。

故淬火加热温度升高,残余奥氏体量增加。

对本试验成分的高钒高速钢
,在450℃以下回火时
,主要起消除淬火组织应力、促使马氏体中过饱和的图1　淬火温度对残余奥氏体量的影响
图2　回火温度对残余奥氏体量的影响
碳析出、降低位错密度的作用。

虽然回火温度超过M f 点,但奥氏体化温度较低,向马氏体转变的相变驱动力小,回火过程中难于转变为马氏体,故450℃以下回火时,残余奥氏体量变化不大。

回火温度达到550℃后,马氏体相变驱动力增加,回火过程中有较多的残余奥氏体转变为马氏体,回火温度继续增加,马氏体转变更为充分,残余奥氏体量更少。

3　结论
(1)回火温度一定时,随淬火加热温度升高,高钒高速钢中残余奥氏体量增加。

淬火温度一定时,随回火温度升高,钢中残余奥氏体量降低。

(2)淬火温度不超过950℃时,550℃回火可使残余奥氏体量降到比较低的水平;淬火温度达到1000℃后,随淬火温度升高,使残奥降至较低水平的回火温度逐渐增加。

(3)在试验淬火加热温度范围内,450℃以下回火时,残余奥氏体含量变化不明显;回火温度达到550℃时,残余奥氏体含量迅速降低。

参考文献:
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speed steel ro lls fo r ho t stri p m ill[J].IS I J(下转第35页)
23 TECHNOLOG Y H ot W ork ing Technology　2004N o.12
不同热处理工艺对合金力学性能有一定的影响。

<125mm 锻棒在H T 1条件下,强度低而塑性较高;在H T 2条件下,强度明显升高,塑性略有下降;与H T 3
处理相比,H T 4处理条件下,强度、塑性变化不明显。

<50mm 轧棒变化趋势与<125mm 锻棒区别在于H T 4处理条件下,合金屈服强度和塑性明显降低,其原因尚不能定论。

从图3、图4还可看出,两种棒材在H T 4处理条件下,塑性达到最低值,这主要与热处理后获得了片层组织特征有关[4]。

由于片状的Α和Β相难于在局部范围内协调变形,其相界阻碍滑移进行,从而易萌生裂纹而导致断裂,致使塑性降低[5]。

两种规格棒材在H T 2处理条件下,具有良好的室温拉伸力学性能:Ρb ≥1100M Pa ,Ρ0.2≥1000M Pa ,∆5≥8%,Ω≥15%,达到
了强度、塑性的良好匹配。

图5为不同类型棒材的屈服强度2塑性变化对比。

可以看出,
随着棒材强度的升高,塑性都逐渐下降。

图5　不同类型棒材的屈服强度2塑性变化趋势对比
<50mm 轧棒的强度2塑性匹配最好,在同一强度水平下,塑性高出4%～7%,且数据相对比较集中,具有较宽的可调范围。

3　结论
(1)两相区上部温度960℃热加工获得网篮组织
是该合金具有高强度高韧性的主要原因。

(2)T i 26222222S 合金棒材加工性能较好,制备的<50mm 和<125mm 两规格棒材都具有良好的力学性能。

(3)步进式轧制棒材整体性能好于自由锻造棒材性能。

在同一强度水平下,塑性高出4%～7%。

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