关于连续热处理中二次硬化碳化物的演变与高速钢HS 6-5-2的等温热处理外文翻译资料

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关于连续热处理中二次硬化碳化物的演变与高速钢HS 6-5-2的等温热处理

摘要：高速钢的连续热处理将工艺时间从几小时减少到几分钟。所产生的成本节省以及较低的脱碳和变形使得连续热处理优于等温热处理。然而，连续热处理中的微观结构性质关系远未得到很好的理解。为了确定高速钢连续热处理的关键微观结构特征，本研究通过光学显微镜，扫描电子显微镜，X射线衍射，原子探针断层扫描等方式研究了目前的工业连续等温热处理钢HS 6-5-2。在连续硬化之后，与等温硬化相比，钢内一次碳化物的含量更高，并且残余奥氏体的量更低。由于初级碳化物的溶解时间减少，在马氏体基体中存在较低含量的合金元素用于随后的回火。因此，回火后的二次硬化碳化物的化学组成相对于连续热处理来说是不同的。尽管化学上的差异是相当显著的，但是成品部件的性能如在高温下的硬度的劣化，没有改变。

1. 介绍

高速钢是一种特殊类型的工具钢，由于它们在高温下保持高硬度的能力而突出。因此，它们主要用作高速加工中应用的钢或其它金属和合金的切削工具。它们在加工期间的优异性能通过mu;m尺寸的一次碳化物和马氏体基体的平衡组合实现，并通过nm尺寸的二次硬化碳化物来加强。一次碳化物（通常为MC和M6C碳化物）的量决定了这些钢的耐磨性。二次硬化碳化物，通常为M2C和MC碳化物，在回火过程中沉淀，主要控制高速钢的峰值和红热硬度。

通过合金设计以及通过特殊的热处理来调节两种类型的碳化物的量。高速钢的热处理包括应力消除，硬化和回火。与常规的可热处理钢相反，硬化发生在接近液相线温度的温度下，回火由三个回火步骤组成，以便转化全部量的残余奥氏体和回火所有脆性马氏体组分。硬化过程中的关键工艺参数是温度和保持时间，它决定了基体的过饱和。在硬化期间，一次碳化物溶解并富集，碳和碳化物形成合金元素中的奥氏体。硬化温度和时间选择时应注意一方面保持足够量的一次碳化物以确保良好的耐磨性，另一方面，为了在回火过程中沉淀二次硬化碳化物，在溶液中应具有足够的碳化物形成元素含量。高速钢的硬度是回火时间和温度的函数。 为了获得所需体积分数的紧密间隔的合金碳化物，回火必须在合金元素的迁移率受到限制的温度下进行。所选回火温度的加热速率也影响M2C和MC碳化物的沉淀。随着加热速率在0.05℃/ s至35℃/ s的范围内升高，合金碳化物在钢HS18-0-1和HS 6-5-2中的沉淀需要更高的温度。此外，连续热处理的高速钢的峰值硬度没有达到与等温热处理钢相同的硬度值[12]。到目前为止还没有弄清楚峰值硬度差异的原因。然而，例如用于连续热处理的高的加热速率和短的保持时间可以显著降低工具钢的加工时间。结果，连续热处理能够显着提高生产率。

因此，本研究旨在揭示当前工业连续和等温热处理的微观结构和性能之间的差异。与其他工作相反，奥氏体化温度保持恒定以模拟工业相关过程，而改变加热速率和温度下的浸泡时间。确定和讨论热处理对碳化物析出的影响以及碳化物成分中产生的差异对性能特性的影响。在硬化之后以及在每个回火步骤之后系统地研究连续和等温热处理的样品。微结构通过光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM）表征。原子探针断层成像（APT）用于确定基质化学以及次硬化碳化物的化学演化。此外，进行红热硬度试验以研究不同热处理对成品高速钢部件的性能特性的影响。本研究的结果可用于理解和改进高速钢的连续热处理，以使其更适用于工业应用。

1. 实验

分析了该研究用的钢种HS 6-5-2并且其化学组成在表1中给出。用于显微结构研究的棒材料具有4mm的直径，而用于机械表征的原料的直径为15mm。在轧制和软退火后，钢的初始显微组织由包含嵌入M23C6，M6C和MC碳化物的铁素体基体组成。

表格1

所研究的高速钢HS 6-5-2的化学成分。

连续和等温热处理的进行过程的示意图如图1所示。选择两种热处理的温度和时间以获得相似的硬度值，并在完全热处理的条件下获得没有残余奥氏体的微观结构。研究了分别以加热速率为500℃/ s的1200℃奥氏体化温度和640℃回火温度的连续热处理和以10℃/ s的加热速率的等温热处理。等温热处理的奥氏体化和回火温度为1200℃和580℃。此外，热处理在保持时间上变化，对于奥氏体化的连续热处理为18秒，对于每个回火步骤为20秒。在奥氏体化温度下的等温热处理的保持时间为180s，在回火温度下为7200s（2h）的保持时间为3次。显微结构研究的热处理在热分析仪的淬火膨胀计DIL 805A中进行。所有实验在真空下进行，同时使用氮气作为淬灭剂。在膨胀计中的热处理之后，连续热处理的样品的硬度为800plusmn;4.3HV10，并且等温热处理的样品的硬度为813plusmn;9.9HV10。用于红热硬度测试的样品在用于连续热处理的工业设备中和用于等温热处理的实验室炉中进行热处理。不幸的是，在工业工厂或实验室炉中热处理后的硬度值不同于在膨胀计中热处理的样品。对于连续和等温热处理的样品，硬度值分别为831plusmn;3HV10和869plusmn;3HV10。

图1。 高速钢HS 6-5-2的连续和等温热处理示意图。

时间（h）

温度（K）

温度（℃）

时间（s）

对于显微结构研究，通过研磨，抛光以及蚀刻制备样品，并在光学光学显微镜（LOM）Zeiss Axio Imager和SEM Zeiss Evo50中进行检查。一次碳化物的量由SEM显微照片确定，并用图像加工软件AnalySis检测碳化物的面积，直径和数量。对于淬火微观结构的综合研究，还通过应用X射线衍射仪（XRD）和使用Rietveld分析仪来分析残余奥氏体的量。

为了表征基体的化学性质和在不同回火步骤下的二次硬化碳化物。为此，在来自Cameca的局部电极原子探针（LEAP）3000X HR系统中研究淬火，单，双和三回火的样品。测量的参数设置为60K工作温度，200kHz脉冲速率，20％脉冲分数和1％蒸发速率。样品制备通过应用Liftout方法，接着采用环形研磨，使用FEI的Dual Beam Microscope Versa 3D进行。碳化物的化学组成通过使用分别在单，双和三回火条件下的等渗浓度值为6.5at％，8at％和8at％的钼钼加钒的等浓度表面来确定。为了确定沉淀物的化学成分，从体积中存在的所有等面计算接近直方图，并将饱和度值作为每个碳化物形成元素的浓度。对于每个条件，评价至少5次测量并计算平均值。

3.结果

3.1。 微观结构调查

连续和等温硬化以及完全连续和等温热处理的样品的淬火微观结构的光学显微照片示于图2a至d中。显微照片显示具有球形碳化物的马氏体基体。碳化物是M6C型，并且具有高达10mu;m的直径，偶尔具有较大的碳化物。此外，原奥氏体晶界是可见的。在这两种情况下，奥氏体晶粒的直径在10至12mu;m的范围内。由SEM显微照片确定的M 6 C碳化物的面积分数对于连续热处理的试样为6％，对于等温热处理的钢为3.7％。示例性地，连续和等温硬化的样品的SEM显微照片示于图3a和b中。在SEM显微照片中，另外一些MC碳化物是可见的，其也是初生碳化物。初级碳化物的量在光学以及SEM显微照片中可见没有大的差异。

图2（a）连续硬化，（b）等温硬化，（c）完全连续热处理和（d）完全等温热处理的钢HS 6-5-2的光学显微照片。

图3。用于测定初生碳化物的面积分数的（a）连续和（b）等温淬火微结构的SEM显微照片。

连续和等温淬火钢的XRD光谱如图4所示。如图所示，存在来自马氏体基体，M 6 C和MC碳化物以及来自残余奥氏体的峰。 由XRD测量确定的残余奥氏体的含量对于连续硬化钢为14体积％，并且在等温硬化钢的情况下为21体积％。 为了完整性，还对单回，双回和三回火样品进行XRD测量。来自连续和等温三回火试样的光谱也示于图4中。然而，在这些光谱中，不能获得对应于奥氏体晶体结构的峰。

图4.连续和等温淬火以及三回火高速钢HS 6-5-2的XRD光谱。

3.2。 硬度性能

对于机械表征，进行红色硬度测试。在连续和等温热处理之后，在室温下的硬度值分别为831plusmn;3HV10和869plusmn;3HV10。不幸的是，在工业设备中不能实现与实验室炉中完全相同的硬度。然而，工业设备未被调整以获得相同的硬度，因为温度分布被确定为对两种热处理方法的可比性的关键影响。红热硬度的演变如图1所示。随着保持时间的增加，630℃下的硬度不断降低。在630℃下保持27,000秒（7.5小时）后，在连续热处理的情况下，硬度降至595plusmn;6 HV10，在等温热处理的情况下，硬度降至620plusmn;2 HV10。两次热处理显示相同的劣化行为，从而两条曲线之间的间隙大致对应于硬度的初始差异。

4。讨论

连续热处理提供了几个好处，例如，更精确的温度控制，精细的微结构和缩短的处理时间。 然而，仍然有许多关于连续热处理钢的机械性能的开放问题，以便优化连续热处理以用于更广泛的工业应用。特别是，工具钢的连续热处理几乎不被研究，并且在连续淬火和回火过程中的显微组织演化还不清楚。因此，本研究旨在揭示连续和等温热处理的高速钢HS 6-5-2的微观结构的差异。

在连续以及等温硬化之后，显微组织由马氏体基体，初生碳化物（M6C和MC）和残余奥氏体组成。在连续硬化钢的情况下，M6C碳化物的面积分数为6％，残余奥氏体的量为14体积％。与连续硬化不同的是，等温淬火钢中的M6C碳化物和残余奥氏体的分数分别为3.7％和21％体积。这可以通过几个因素的相互作用来解释。在奥氏体化温度下较短的保持时间降低了初级碳化物溶解的时间，因此导致连续热处理的钢中存在更高的M6C含量。在初级碳化物的溶解期间，基体富含合金元素和碳。由于较高的碳含量，马氏体开始转变温度变低，因此提高了残余奥氏体的稳定性。这也解释了等温硬化样品中残留奥氏体的含量较高。

猝灭状态的APT测量与从显微结构研究中得出的假设非常一致：如表2所概述，在等温淬火钢中观察到基体中的合金元素钨，钒和钼的含量较高。此外，发现在连续与等温两种情况下，碳化物形成元素均匀地分布在晶格中，导致了得到均匀奥氏体。这是特别令人感兴趣的，因为不均匀的奥氏体可能导致例如马氏体块尺寸的差异或在富含合金元素的区域中残余奥氏体的稳定性增加。然而，在分析体积中存在碳的不均匀分布。似乎碳被分离为晶格缺陷和板条边界。这种现象归因于自回火，这是指在淬火过程中钢在碳中的偏析。基体的化学组成上的差异，可以在猝灭状态的原子探针测量中发现细微差别。

表2

通过APT确定的淬火基质的化学组成。

等温硬化

连续硬化

在回火期间，在连续和等温两种情况下，残余奥氏体转变成马氏体，并且在XRD测量中显示的微观结构中不存在残余奥氏体。因此，在本研究中排除了残余奥氏体对回火显微组织以及机械性能的主要影响。然而，在回火过程中应考虑溶液中一次碳化物和合金元素的量的差异。然而，回火条件的APT研究显示在连续和等温热处理的样品之间的二次硬化碳化物的一些差异。由于它们的板状结构和它们的高钼含量，得出的结论是这些碳化物是M 2 C碳化物。关于M 2 C的化学计量组成，预期碳含量为33.3原子％。然而，在本研究中进行的测量中，达到约20原子％的碳含量。观察到的碳缺乏归因于离子轨迹效应以及在APT测量期间发生的大量多次命中。原子探针数据的评估没有显示出用热处理或单独的回火步骤进行的二次硬化碳化物的形态的变化，但是应当提到视场相当有限。在回火步骤过程中，M 2 C碳化物的组成变化：铬含量降低，并且钼的浓度随着回火的进行而增加。这种现象在连续以及等温热处理钢中发现。因此，假设二次硬化碳化物的成核从富铬的核开始，因为铬的扩散速率高于钼的扩散速率。 Leitner等人已经观察到类似的效果。他们通过APT调查工具钢HS6-5-2中M 2 C碳化物的化学成分，作为不同回火温度的函数。在这项研究中，铬含量也随着回火温度的升高而降低，而钼的浓度增加。在过时效期间也观察到M 2 C碳化物的组成的相同变化，其中该现象通过颗粒组成从M 2 C逐渐移向M 6 C碳化物来解释。然而，在这项研究中，这种效应归因于铬和钼的不同扩散速率。在580℃下，给定化学成分的铬的扩散系数为1.98·10-20 m 2 s -1，而钼的扩散系数为1.32·10-20 m 2 s -1。因此，可以得出结论，铬可以更快地扩散到碳化物中，导致在回火开始时较高的铬含量。

进行红热硬度测量以阐明基体以及二次硬化碳化物的显微组织和化学性质的差异对于高速钢的性能特征是有利的还是不利的。一方面，有可能的是，M 2 C碳化物的化学性能在连续热处理钢期间调整，因此，延迟奥斯特瓦尔德熟化和硬度的随后的劣化。另一方面，与等温热处理的钢相比，基体中合金元素的较低含量可导致马氏体基体的过早软化。然而，总结在图4中的红热硬度试验的结果表明，两种不同热处理的钢之间在室温下的硬度的初始差异保持恒定。由于这些结果，假定M 2 C碳化物和基体的化学组成的差异不影响高温下的硬度劣化。因此，没有观察到基体和碳化物化学的正面和负面影响。然而，本文不能排除这些硬化硬化碳化物的尺寸和体积分数对红热硬度的影响。一些研究人员已经报道了加热速率对回火过程中析出的碳化物尺寸的影响。M 2 C碳化物的尺寸，分布和体积分数的详细表征将是我们未来方法的范围。

图4。 连续和等温热处理钢的红热硬度测量。

5.结论

在这项研究中，检查了高速钢HS 6-5-2的工业连续热处理，并研究了热处理对性能特性的影响。为此，通过LOM，SEM，XRD，APT和红热硬度比较和研究连续和等温热处理。研究表明，

1由于较高的加热速率和较短的奥氏体化时间，在连续热处理的钢中存在

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