Table 1.試驗(yàn)材料的化學(xué)成分
高速、高效的切削加工方式為現(xiàn)代制造業(yè)的主要發(fā)展方向之一,廣泛應(yīng)用于鋼鐵、鋁合金等材料的高速切削加工中[1－2]。
目前,對(duì)于粉末冶金高速鋼真空氣體淬火熱處理的相關(guān)應(yīng)用較少,真空熱處理相對(duì)鹽浴更加綠色環(huán)保,因此需要對(duì)后續(xù)企業(yè)的綠色轉(zhuǎn)型發(fā)展進(jìn)行相應(yīng)的技術(shù)儲(chǔ)備。蔡紅等[3]對(duì)粉末冶金高速鋼S390進(jìn)行了真空氣體淬火試驗(yàn),得出在加熱溫度為1 180 ℃、冷卻壓力為0.4 MPa和加熱溫度為1 230 ℃、冷卻壓力為0.6 MPa條件下,該鋼的硬度均大于63.2 HRC。筆者對(duì)刀具使用過程中硬度與紅硬性進(jìn)行了測(cè)試,結(jié)果可為后續(xù)粉末冶金高速鋼真空氣體淬火熱處理提供試驗(yàn)方向。
1. 試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方法
1.1 試驗(yàn)材料
對(duì)粉末冶金高速鋼S390半成品滾刀毛坯料(1件)與扇形試樣(2件)進(jìn)行試驗(yàn)。試樣直徑為70 mm,長(zhǎng)度為160 mm,孔徑為31 mm；扇形試樣的有效厚度為10 mm。試驗(yàn)材料的化學(xué)成分如表1所示。
1.2 試驗(yàn)方法
使用拋丸機(jī)去除試樣表面毛刺,對(duì)試樣1、試樣2進(jìn)行真空熱處理,裝爐前使用汽油對(duì)這兩個(gè)試樣進(jìn)行清洗,晾干后入爐,對(duì)試樣3進(jìn)行鹽浴熱處理。試樣1～3的熱處理工藝參數(shù)如表2所示。
Table 2.試樣1～3的熱處理工藝參數(shù)
將淬火冷卻氣體壓力設(shè)定為0.8 MPa,將平均冷卻速率設(shè)定為3 ℃/s。淬火完成后,對(duì)試樣進(jìn)行打磨、拋光,使用光學(xué)顯微鏡觀察淬火后試樣的晶粒度,使用洛氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的硬度。使用硝鹽回火爐進(jìn)行回火,工藝制度為560 ℃×60 min×4次,回火完成后對(duì)試樣進(jìn)行打磨、拋光,再將試樣置于光學(xué)顯微鏡下觀察,使用洛氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的硬度。最后對(duì)試樣進(jìn)行紅硬性試驗(yàn),工藝制度為600 ℃×4 h×1次,完成后對(duì)試樣進(jìn)行打磨,使用洛氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的硬度。
2. 試驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1 淬火后試樣的晶粒度與硬度
2.1.1 淬火后試樣的晶粒度
淬火后試樣2,3的顯微組織形貌如圖1所示。由圖1可知：淬火后試樣2的晶粒度評(píng)級(jí)為10.5～11級(jí),無(wú)混晶現(xiàn)象；淬火后試樣3的晶粒度評(píng)級(jí)為11～11.5級(jí),無(wú)混晶現(xiàn)象。一次碳化物顆粒均勻分布在基體中,這是由于粉末冶金技術(shù)解決了傳統(tǒng)高速鋼冶煉過程中一次碳化物粗大和組織嚴(yán)重偏析等問題,因此粉末冶金技術(shù)具有無(wú)成分偏析、晶粒細(xì)小、碳化物尺寸細(xì)小、熱處理變形小、硬度均勻、韌性和耐磨性良好等優(yōu)點(diǎn)[4]。在加熱保溫過程中,大量均勻彌散分布的一次碳化物作為第二相質(zhì)點(diǎn),對(duì)奧氏體晶界起到了釘扎作用,阻礙奧氏體晶粒的長(zhǎng)大[5],從而得到超細(xì)晶粒。
圖 1淬火后試樣2,3的顯微組織形貌
2.1.2 淬火后試樣的硬度
淬火后試樣1～3的硬度測(cè)試結(jié)果如表3所示。
Table 3.淬火后試樣1～3的硬度測(cè)試結(jié)果
真空淬火后試樣未發(fā)生開裂,說明冷卻速率未超過臨界點(diǎn)。由表3可知：淬火后試樣2的硬度平均值低于試樣1,相差0.8 HRC。試樣1的有效厚度為19.5 mm,試樣2,3的有效厚度為10 mm,真空淬火后試樣1,2較試樣3鹽浴爐后的硬度低,說明在該真空試驗(yàn)條件下,試樣1,2均存在碳化物的提前析出行為[6]。由于冷卻速率有限,較厚試樣的冷卻速率較慢,奧氏體中溶解的碳化物部分提前析出,彌散的二次碳化物提高了基體組織的硬度,因而淬火后,兩試樣的硬度存在較大差異。
2.2 回火程度與回火后試樣的硬度
2.2.1 回火程度
回火后試樣2,3的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知：基體中黑色為回火馬氏體,碳化物顆粒分布均勻,回火充分且無(wú)殘余奧氏體,回火程度為1級(jí),無(wú)過熱現(xiàn)象發(fā)生。
圖 2回火后試樣2,3的顯微組織形貌
2.2.2 回火后試樣的硬度
回火后試樣1～3的硬度測(cè)試結(jié)果如表4所示。
Table 4.回火后試樣1～3的硬度測(cè)試結(jié)果
回火后試樣2,3的硬度變化如圖3所示。由圖3可知：回火過程中試樣2,3的硬度先增大后減小。淬火后,鋼中存在殘余奧氏體,未完成馬氏體轉(zhuǎn)變。由于殘余奧氏體的碳含量降低,在560 ℃回火2次過程中,殘余奧氏體分解為淬火馬氏體,即產(chǎn)生“二次淬火現(xiàn)象”。殘余奧氏體的分解與轉(zhuǎn)變對(duì)回火硬度的增大產(chǎn)生作用。另一方面,回火過程中,基體中大量細(xì)小的MC型二次碳化物彌散析出,起到二次硬化效果[7]。
圖 3回火后試樣2,3的硬度變化
2.3 紅硬性試驗(yàn)
試樣1～3的紅硬性試驗(yàn)結(jié)果如表5所示。
Table 5.試樣1～3的紅硬性試驗(yàn)結(jié)果
由表5可知：試樣1的紅硬性較試樣3的紅硬性小3.7 HRC,試樣2的紅硬性較試樣3的紅硬性小3.1 HRC。紅硬性是指在一定溫度下,一定時(shí)間后材料保持硬度的能力,是抗回火穩(wěn)定性試驗(yàn)后的硬度。紅硬性主要取決于加熱過程中固溶于奧氏體中碳化物的含量。隨著加熱溫度的升高,碳化物溶解量增加,紅硬性增大[8]。同時(shí),增大回火后材料的峰值硬度,減小二次碳化物的長(zhǎng)大速率也能增大材料的紅硬性[9],但由于真空淬火冷卻速率較小,材料在二次碳化物的析出區(qū)停留時(shí)間長(zhǎng),使淬火后得到的過飽和馬氏體合金化程度降低,回火過程中二次碳化物析出量減少,提前析出的碳化物已經(jīng)聚集長(zhǎng)大,碳化物的彌散度降低,從而紅硬性減小。
真空氣體淬火與鹽浴熱處理后試樣2,3的硬度如圖4所示。由圖4可知：在整個(gè)熱處理過程中,淬火后鹽浴熱處理材料的硬度小于真空熱處理。二次硬化峰值出現(xiàn)在第2次回火后,硬度相差1.3 HRC,這是由于在真空熱處理方式下,淬火過程中碳化物提前析出,固溶于基體中的碳化物含量降低,在同等回火條件下,真空熱處理方式下試樣中碳的脫溶程度較大,回火抗性降低,再加上二次硬化不足,導(dǎo)致真空熱處理方式下材料的回火硬度較小。
圖 4真空氣體淬火與鹽浴熱處理后試樣2,3的硬度
3. 結(jié)論
(1) 粉末冶金高速鋼S390的有效厚度為20 mm,在冷卻壓力為0.8 MPa,冷卻速率為3 ℃/s條件下,可以對(duì)S390鋼進(jìn)行真空淬火,且該鋼不會(huì)發(fā)生開裂現(xiàn)象。
(2) 回火4次后S390鋼的硬度較鹽浴回火硬度小1.2 HRC。
(3) 在冷卻壓力為0.8 MPa,冷卻速率為3 ℃/s條件下,真空氣體淬火熱處理S390鋼的紅硬性較鹽浴熱處理后S390鋼的紅硬性小3.1～3.7 HRC。
(4) 真空熱處理與鹽浴熱處理的差異主要體現(xiàn)在淬火冷卻速率較小,增大冷卻氣體壓力可增大冷卻速率,進(jìn)而增大回火后S390鋼的硬度,增強(qiáng)其紅硬性。
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