淬火溫度對(duì)W6Mo5Cr4V2高速鋼顯微組織和硬度的影響

史 濤 ，李方杰，鄢翊飛，沙業(yè)雨，周 勰

(上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201602)

高速鋼具有硬質(zhì)合金等超硬工具材料達(dá)不到的強(qiáng)度、韌性和良好的可加工性，并且具有較低的使用成本，因此，高速鋼被廣泛應(yīng)用于制造各種高速切削刀具。盡管隨著科技的快速發(fā)展，在刀具材料領(lǐng)域出現(xiàn)了很多炙手可熱的新型超硬切削材料，但是高速鋼依舊憑借著成本低和切削性能優(yōu)良等特性占據(jù)著切削材料領(lǐng)域的重要位置[1]。

W6Mo5Cr4V2高速鋼屬于鎢鉬系高速鋼，其硬度、耐磨性等性能比傳統(tǒng)高速鋼更好。通過設(shè)計(jì)合適的淬火和回火工藝，能更大程度的激發(fā)材料潛力，提高合金性能、延長(zhǎng)其制備產(chǎn)品的使用壽命[2]。陳子銀等[3]研究了回火溫度對(duì)W6Mo5Cr4V2鋼數(shù)控刀具性能的影響，并指出W6Mo5Cr4V2鋼在656 ℃回火時(shí)，能夠獲得良好的抗彎、沖擊和磨損性能。文獻(xiàn)[4]指出在450～600 ℃回火時(shí)，從馬氏體和殘余奧氏體中彌散析出碳化物，并且殘余奧氏體在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)槎务R氏體，由于彌散析出和二次馬氏體的形成，造成高速鋼發(fā)生“二次硬化”，若回火溫度高于600 ℃，馬氏體中的碳化物聚集長(zhǎng)大，高速鋼硬度則下降。工藝手冊(cè)[5]指出W6Mo5Cr4V2高速鋼淬火溫度若小于1140 ℃，碳化物溶解量小，強(qiáng)度、韌性和耐磨性下降；只有淬火溫度大于1200 ℃，碳化物才會(huì)大量的溶解于奧氏體中，回火時(shí)才會(huì)彌散析出大量的碳化物，增加高速鋼的硬度和強(qiáng)度。本文將采取不同的淬火溫度和560 ℃三次循環(huán)回火工藝，研究淬火溫度對(duì)W6Mo5Cr4V2高速鋼的顯微組織和硬度的影響，進(jìn)而獲得高速鋼的最佳淬火溫度。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)選用W6Mo5Cr4V2鋼數(shù)控刀具試樣。為避免熱處理過程中試樣的氧化和脫碳，在熱處理前對(duì)樣品用石英管抽真空封樣。試樣先預(yù)熱到650 ℃保溫60 min，然后預(yù)熱到880 ℃保溫50 min，再分別在1050、1100及1150 ℃保溫50 min后空冷至室溫，最后循環(huán)三次回火560 ℃保溫60 min，空冷至室溫，熱處理工藝見圖1。熱處理后的樣品經(jīng)機(jī)械磨拋后，采用3%硝酸酒精腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡及能譜儀分析不同淬火溫度對(duì)試樣的顯微組織的影響；采用MK-VK維氏硬度機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行硬度測(cè)試，測(cè)試參數(shù)為：1.96 N，加載時(shí)間為15 s，每個(gè)試樣檢測(cè)20個(gè)點(diǎn)，取算術(shù)平均值為最終硬度值。

圖1 試樣熱處理工藝Fig.1 Heat treatment process of sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 金相組織

圖2為W6Mo5Cr4V2高速鋼的鑄態(tài)組織。其鑄態(tài)組織為等軸晶，由淺白色的碳化物、殘余奧氏體以及基體上的馬氏體組成。殘余奧氏體的形成是由于奧氏體在較快的冷卻速度下不能進(jìn)行共析反應(yīng)，僅有部分奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體[6]。其中殘余奧氏體和馬氏體腐蝕后均為灰色，不易分辨[7]，本文重點(diǎn)關(guān)注了熱處理對(duì)碳化物的影響。

圖2 W6Mo5Cr4V2高速鋼鑄態(tài)組織Fig.2 As-cast microstructure of W6Mo5Cr4V2 high speed steel

文獻(xiàn)[8]將W6Mo5Cr4V2高速鋼中碳化物按照尺寸大小分為初生碳化物(>2 μm)和二次碳化物(≤2 μm)。不同淬火溫度下保溫50 min和560 ℃保溫60 min三次回火熱處理后，W6Mo5Cr4V2高速鋼的金相組織如圖3所示。由圖3(a)和3(b)可知，當(dāng)淬火溫度為1050 ℃時(shí)，試樣基體中存在大尺寸、呈白色網(wǎng)絡(luò)狀的碳化物，由大量不規(guī)則的顆粒積聚成粗細(xì)不均的鏈狀組織，并且在交叉處還存在粗化聚集現(xiàn)象。這種初生碳化物的形成是由于淬火溫度低，碳化物尚未溶入基體，在隨后回火過程中粗化長(zhǎng)大，這與文獻(xiàn)[9-10]報(bào)道一致。由圖3(c)和3(d)可知，當(dāng)淬火溫度為1100 ℃時(shí)，粗大的網(wǎng)絡(luò)狀初生碳化物開始球化和細(xì)化。由圖3(e)和3(f)可知，當(dāng)淬火溫度為1150 ℃時(shí)，顯微組織發(fā)生了明顯的轉(zhuǎn)變，碳化物沿著原始奧氏體晶界相互連接在一起，微觀組織為典型的魏氏組織。由上述分析可知，隨著淬火溫度的升高，粗大的初生碳化物溶解到基體中，再析出細(xì)長(zhǎng)的二次碳化物；隨著淬火溫度的進(jìn)一步升高，碳化物沿著原始奧氏體晶界相互連接粗化，并且組織惡化為魏氏組織，在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)當(dāng)避免。

(a),(b)1050 ℃；(c),(d)1100 ℃；(e),(f)1150 ℃圖3 不同淬火溫度下W6Mo5Cr4V2高速鋼的金相組織Fig.3 Microstructure of W6Mo5Cr4V2 high speed steel under different quenching temperature

圖4為經(jīng)過1100 ℃淬火保溫50 min和560 ℃保溫60 min三次回火熱處理后，W6Mo5Cr4V2高速鋼的SEM圖，可以看出馬氏體基體中有很多彌散分布的納米級(jí)碳化物顆粒。為了明確該類碳化物的成分，對(duì)其進(jìn)行能譜分析，碳化物主要由Cr、Fe、Mo、W、V及C組成，如圖5所示。

圖4 1100 ℃淬火和560 ℃三次回火后W6Mo5Cr4V2高速鋼SEM圖Fig.4 SEM image of W6Mo5Cr4V2 high speed steel after quenching at 1100 ℃ and tempering at 560 ℃

圖5 碳化物的能譜分析結(jié)果Fig.5 EDS result of carbides

2.2 硬度

W6Mo5Cr4V2高速鋼硬度測(cè)量結(jié)果見圖6，鑄態(tài)硬度為708.91 HV(60.2 HRC)；1050、1100、1150 ℃淬火+560 ℃三次回火后，硬度分別為571.1 HV(53.8 HRC)、731.4 HV(61.3 HRC)和764.3 HV(62.8 HRC)。

圖6 W6Mo5Cr4V2高速鋼硬度Fig.6 Hardness of W6Mo5Cr4V2 high speed steel

2.3 分析和討論

1050 ℃淬火保溫50 min和560 ℃保溫60 min三次回火后，基體中存在粗大的初生碳化物，而馬氏體中固溶的合金元素減小，所以硬度最低。這是由于淬火溫度過低造成碳化物溶解不充分。當(dāng)淬火溫度低于1050 ℃時(shí)，粗大的初生碳化物不容易溶解。而在1100 ℃淬火保溫50 min+560 ℃保溫60 min三次回火后，粗大的初生碳化物溶解，在回火過程中析出了彌散細(xì)小的碳化物。該類碳化物的來(lái)源不僅有淬火馬氏體的分解；還有分解后碳化物溶解，沿一定方向再析出更為穩(wěn)定的碳化物；可能還有殘余奧氏體的分解。盡管碳化物的來(lái)源不確定，但這類碳化物的形成過程產(chǎn)生了“二次硬化”[11]，與圖3的硬度分析結(jié)果一致，從而導(dǎo)致硬度增加。在1150 ℃淬火保溫50 min+560 ℃保溫60 min三次回火后，可以明顯的看出碳化物沿晶界析出，盡管硬度有所增加，但這種過熱組織具有很差的塑性和韌性，在生產(chǎn)中要盡量避免。

3 結(jié)論

1)對(duì)于W6Mo5Cr4V2高速鋼，淬火溫度較低時(shí)(1050 ℃)，粗大碳化物不會(huì)溶解；隨著淬火溫度的升高(1100 ℃)，粗大碳化物溶解，再析出彌散細(xì)小的碳化物；但淬火溫度過高時(shí)(1150 ℃)，會(huì)形成過熱組織，惡化高速鋼的綜合性能。

2)隨著淬火溫度的升高，W6Mo5Cr4V2高速鋼的硬度增加，在1100 ℃淬火時(shí)，由于彌散碳化物的析出和碳化物類型的轉(zhuǎn)變，出現(xiàn)了二次硬化現(xiàn)象；淬火溫度為1150 ℃時(shí)，硬度達(dá)到最高值62.8 HRC，但是其顯微組織形貌是典型的魏氏組織，其中碳化物沿原始奧氏體晶界析出，是一種綜合性能較差的組織，生產(chǎn)中應(yīng)該避免。

3)W6Mo5Cr4V2高速鋼最佳淬火溫度為1100 ℃，可同時(shí)獲得優(yōu)異的微觀組織和硬度。