T10碳素工具钢论文初稿

1、1 绪论1.1 t10钢的用途t10碳素工具钢,强度及耐磨性均较t8和t9高，但热硬性低,淬透性不高且淬火变形大，晶粒细，在淬火加热时不易过热，仍能保持细晶粒组织，淬火后钢中有未溶的过剩碳化物，所以耐磨性高，用于制造具有锋利刀口和有少许韧性的工具。适于制造切削条件较差、耐磨性要求较高且不受突然和剧烈冲击振动而需要一定的韧性及具有锋利刃口的各种工具，也可用作不受较大冲击的耐磨零件。t10是最常见的一种碳素工具钢，韧度适中，生产成本低，经热处理后硬度能达到60hrc以上，但是，此钢淬透性低，且耐热性差（250），在淬火加热时不易过热，仍保持细晶粒。韧性尚可，强度及耐磨性均较t7-t9高些，但热硬性

2、低，淬透性仍然不高，淬火变形大1。t10钢应用较广，适于制造切削条件较差、耐磨性要求较高且不受突然和剧烈冲击振动而需要一定的韧性及具有锋利刃口的各种工具，如车刀、刨刀、钻头、丝锥、扩孔刀具、螺丝板牙、铣刀手锯锯条、还可以制作冷镦模、冲模、拉丝模、铝合金用冷挤压凹模、纸品下料模、塑料成型模具、小尺寸冷切边模及冲孔模，低精度而形状简单的量具（如卡板等），也可用作不受较大冲击的耐磨零件等。1.2 t10钢的化学成分及物理性能表（1） t10钢的化学成分2元素csimnps含量/%1.040.240.330.110.0071碳。碳是决定钢材性能的最重要元素。碳对钢材性能的影响如图（1）所示：当钢中含碳

3、量在0.8%以下时，随着含碳量的增加，钢材的强度和硬度提高，而塑性和韧性降低；但当含碳量在1.0%以上时，随着含碳量的增加，钢材的强度反而下降3。随着含碳量的增加，钢材的焊接性能变差（含碳量大于0.3%的钢材，可焊性显著下降），冷脆性和时效敏感性增大，耐大气锈蚀性下降。 图（1）含碳量对碳素钢性能的影响4抗拉强度；冲击韧性；伸长率；断面收缩率；hb硬度。一般工程所用碳素钢均为低碳钢，即含碳量小于0.25%；工程所用低合金钢，其含碳量小于0.52%。2硅。硅是作为脱氧剂而残留于钢中，是钢中的有益元素。硅含量较低（小于1.0%）时，能提高钢材的强度和硬度以及耐蚀性，而对塑性和韧性无明显影响。但当硅

4、含量超过1.0%时，将显著降低钢材的塑性和韧性，增大冷脆性实效敏感性，并降低可焊性。3锰。锰是炼钢时用来脱氧去硫而残留于钢中的，是钢中的有益元素。锰具有很强的脱氧去硫能力，能消除或减轻氧、硫所引起的热脆性，大大改善钢材的热加工性能，同时能提高钢材的强度和硬度，但塑性和韧性略有降低。但钢材中含锰量太高，则会降低钢材的塑性、韧性和可焊性。锰是我国低合金结构钢中的主要合金元素。4磷。磷是钢中很有害的元素。随着磷含量的增加，钢材的强度、屈强比、硬度均提高，而塑性和韧性显著降低。特别是温度愈低，对塑性和韧性的影响愈大，显著加大钢材的冷脆性。磷也使钢材的可焊性显著降低。但磷可提高钢材的耐磨性和耐蚀性，故在

5、经过合理的冶金工艺之后，低合金钢中也将磷可配合其他元素作为合金元素使用。5硫。硫是钢中很有害的元素。硫的存在会加大钢材的热脆性，降低钢材的各种机械性能，也使钢材的可焊性、冲击韧性、耐疲劳性和抗腐蚀性等均降低。为消除硫的这些危害，可在钢中加入适量的锰。1.3 钢的球化退火原理 球化退火是使钢中片状碳化物通过退火成为球状，主要用于共析或过共析成分的钢，目的在于降低硬度、改善切削加工性及降低淬火易开裂性等5。由热力学原理可知，钢中碳化物从片状转化为球状，是表面积减少的过程，也是能量降低的过程，因此，片状碳化物具有自发进行球化和聚集长大的倾向。在加热到以上不高的温度保温时，片状碳化物(cem)溶断成质

6、点，在随后的缓慢冷却过程中碳吸附其上，并逐渐长大成颗粒状的球化组织，这就是碳化物的球化过程，但这个过程需要相当长的时间从片状碳化物转变为球状碳化物，经过了碳化物的粒化和球化这两个过程在加热过程中实现了碳化物的粒化过程，即片状碳化物细小粒状碳化物的转变过程，它是以界面能的减少及p(片状珠光体)向转变的相变为驱动力，使片状碳化物断开、尖角溶解，从而成为细小的碳化物质点分布在成分不均匀的晶内；在冷却过程中实现了碳化物的球化过程，即粒状碳化物向球状碳化物的转变过程，以未溶碳化物质点为晶核，过冷奥氏体分解出的碳化物沉积在碳化物质点的表面上，而且优先沉积在碳化物表面的凹陷处和表面曲率半径大的部位，从而使碳

7、化物逐渐趋于球状6。1.4 原始组织对球化退火的影响 由相变热力学理论可知，在球化退火过程中，碳化物由片状转变为球状是一个能量降低的过程。当原始组织的片状珠光体愈细小时，其片状碳化物的相界面积愈大，界面能愈高。故碳化物球化的驱动力愈大，即球化的倾向性愈大，因而球化率愈高此外，由于细片状珠光体在奥氏体化加热时，碳化物片的溶解速度较快，因而使碳化物片在较低的加热温度和较短的保温时间内就可以溶解并球化7。因此喷水冷却所得到的细状珠光体组织，即使采用730*1h这种较低的奥氏体化温度和较短时间的球化退火工艺也能够完全球化而砂冷和空冷式样在这种退火条件下只能部分球化，想要完全球化则需要采用较高加热温度和

8、较长时间的球化退火工艺。因此，细化原始珠光体组织，对于提高球化退火时的碳化物球化率的效果是极为显著的。但是，细片状珠光体原始组织的t10钢工件在较高温度下长时间加热的球化退火过程中，由于大量碳化物的溶解以及球化核心的减少，同时也由于奥氏体晶粒的长大而形成片状珠光体8。由球化退火过程中碳化物的球化机理可知，粒状珠光体的形成，关键在于奥氏体化的状态，即在奥氏体中保留大量未溶的碳化物颗粒以及存在奥氏体的碳浓度不均匀性。这样才能使碳化物均匀弥散地析出并球化。从而形成粒状珠光体9。当原始组织的珠光体愈细小时，则在奥氏体化过程中溶解后的碳化物颗粒愈多。同时奥氏体晶粒内的化学成分愈不均匀，因而使碳化物的球化

9、核心愈多。球化退火后的碳化物粒度愈细小、分布愈均匀10。1.5 t10钢的研究现状介于t10钢的广泛应用，大多数高校，科研院所，工厂都有关于t10钢的研究。2000年，席慧智、杨世伟等人研究了t10钢低温盐浴渗铬工艺，使得在860一下对t10钢进行盐浴渗铬，并获得较厚的渗铬层渗层表面硬度可达13001500hv，表面铬浓度在65%81范围内11。2003年，太原理工大学的池成忠、袁庆龙等人用双辉等离子渗金属技术，在880900 温度下，对t10钢进行了表面渗铬试验，分析了渗铬改性层的表观形貌和相结构，测量了渗铬改性层的成分.结果表明，在880900 温度下，对t10钢进行双辉等离子渗铬，可得到

10、铬沉积层、铬渗镀层等形式的渗铬改性层.通过调节工艺参数，可对渗铬改性层形式进行控制12。2006年，张勇、刘清梅等人采用功率超声对t10钢的凝固过程进行处理，分析了功率超声对t10钢凝固组织和凝固冷却曲线的影响，并在此基础上探索了超声空化和声流效应对t10钢凝固过程的作用机理.结果表明，功率超声能够细化t10钢凝固组织、缩短凝固时间、降低凝固开始温度，超声波功率为700w时得到均匀细小的等轴晶13。2009年，桂林电子科技大学，郑英，高原采用双辉等离子渗铬技术，首先在560对t10钢进行不同时间的渗铬，再对已渗铬试样进行4h离子氮化，研究了该工艺对渗镀铬层硬化效果的影响14。1.6 本课题的研

11、究目的意义t10钢作为一种常用的工具钢被广泛用于各种刀具和模具等，因而对t10钢的耐磨性、硬度、强度、塑性、疲劳强度等性能均有一定要求，而这些性能要求的实现都与碳化物的形态、大小以及分布有关15。细化碳化物是t10钢强韧化的重要途径，因此多年来人们不断地寻求细化碳化物的新工艺来代替现在生产常用的球化退火工艺。到目前为止，细化碳化物的工艺已经有许多种，它们都能够有效的细化碳化物，并使碳化物颗粒的圆整度及分布均匀性比球化退火组织要好。但是，这些新工艺各有一些不足之处，如工艺较复杂，生产成本较高，易造成锻件开裂以及不适合大批量生产等。因而使这些工艺在现在生产中未被广泛采用。目前，工具钢锻造后仍广泛采

12、用的是球化退火工艺，即锻后空冷下来，然后进行球化退火。但空冷方式对于截面尺寸较大的工件和锻后堆放空冷的情况来说，冷却速度过于缓慢，使原始组织中珠光体片较粗大，甚至出现网状碳化物。这种原始组织经球化退火后，其碳化物粒度较粗大，分布亦不均匀，而且原始组织中的网状碳化物也不能被消除，从而对后续工序及产品质量产生极为不利的影响。为此本文通过实验的方法来探讨t10钢的原始组织对球化退火组织的影响，为实际生产寻找更有实用价值的细化碳化物的新途径。2 t10钢球化退火工艺的实验方法球化退火的目的是得到球化体组织，这是任何一种钢具有最佳塑性和最低硬度的一种组织，良好的塑性是由于有一个连续的、塑性良好的铁素体基

13、体。在珠光体中，片状渗碳体将铁素体分割开，从而能更有效的阻止形变。因此，珠光体的硬度较高、塑性较低。球化体组织的良好塑性对于低碳钢和中碳钢的冷成形非常重要，而它的低硬度对于工具钢和轴承钢在最终热处理前的切削加工也很重要。许多合金结构钢，尤其是碳含量较高（0.5-0.6）时，如果得到部分球化组织，硬度也会进一步降低，使切削加工性有很大改善。因此，球化退火的应用是很广泛。球化体组织也是钢中最稳定的组织，因为球状渗碳体的单位体积界面面积最小，因而具有最低的界面能。获得球化体的途径主要有三种：珠光体的球化；由奥氏体转变为球化体；马氏体在低于并接近a1的温度分解。珠光体在高亚临界温度（即低于并接近a1的

14、温度）长时间保温的球化过程最慢，特别是当片层间距较大时。图所示为0.74c0.71si钢从700580之间进行等温转变，形成粗、中、细三种珠光体后，再在700进行球化退火时，碳化物已球化的百分数与时间的关系【36】。由图可以看出，即使是很细的珠光体（在580等温形成，片层间距为0.14m），完全球化也需要250h以上。由奥氏体转变为球化体的退火工艺有三种：加热到ac1以上20左右，然后以35/h的速度控制冷却到ar1以下一定温度，即一般的球化退火；加热到ac1以上20左右，然后在略低于a1的温度等温保持，随后冷却之，又称等温球化退火；在a1上、下20左右交替保温，随后冷却之，又称周期球化退火。

15、实践证明【35】，奥氏体的成分愈不均匀，退火后愈容易得到球化体组织。对于过共析钢，其中含有未溶解的碳化物，在加热过程中，未溶解的碳化物就会由片状逐渐转变为球状，而在随后的慢冷或等温保持中，不均匀奥氏体中的高碳处，会成为碳化物的形核位置，从而使一部分碳化物直接长成球状。另一部分仍以片状成长的碳化物则在随后的慢冷或等温保持过程中逐渐球化。我们知道，第二相颗粒在基体中的溶解度与其曲率半径有关，曲率半径越小的颗粒在基体中的溶解度越大。根据这一原理，小颗粒会溶解，大颗粒会长大。这一原理也可以解释片状碳化物发生破碎和变圆的过程。2.1 t10钢球化退火工艺制定为了使钢中碳化物球状化而进行的退火谓之球化退火

16、。球化退火主要用于w（c）0.6的各种高碳工具钢、模具钢、轴承钢，低中碳钢为了改善冷变形工艺性，有时也进行球化退火。根据具体情况可采用下列方式进行球化退火：（1） 在稍低于ar1温度长时间保温。（2） 在稍高于ac1和稍低于ar1温度区间循环加热和冷却。（3） 加热到高于ac1温度，然后以极慢的冷速（1020/h）炉冷或在稍低于ar1温度保温较长时间在冷却到室温。（4） 对过共析钢，先进行奥氏体化使碳化物充分溶解（加热温度选择在保证碳化物溶解的下限），随即以较高速度冷却以防止网状碳化物析出，然后再按（1）或（2）方式球化退火。（5） 工件在一定温度（或室温）下形变然后在小于ac1温度长时间保温

17、进行球化退火。表10为常用工具钢等温球化退火的工艺规范，由表知t10钢的ac1为730，acm为800，ar1为700，根据t10钢的相应特性和本实验的一些要求，最终决定采用等温球化退火。表10 常用工具钢等温球化退火工艺规范【16】表11中给出了等温球化退火的工艺曲线和工艺参数。表11 等温球化退火【16】2.2 金相试样的制备2.2.1 磨制用手拿试样在砂纸上由粗到细地磨，依次在600、800、1200号纸上磨。每换一号纸时应将试样和手冲洗干净，并将下面的玻璃擦干净，谨防粗砂粒掉到细砂纸上，同时磨面方向应旋转90，以便观察上次磨痕是否磨平。2.2.2 抛光磨光后的表面仍有细的磨痕，必须将砂

18、纸留下的磨痕完全消除，使试样表面达到镜面一样的光亮，才能满足显微观察的要求。抛光后的表面在放大400倍的显微镜观察应该基本上无磨痕和磨坑。抛光有机械抛光和电解抛光、化学抛光。机械抛光是使用最广泛的一种。是在专用的金相样品抛光机上进行，转速一般在200500n/min，在抛光盘上蒙有一层织物，粗抛光时常用帆布、粗呢等，精抛光时常用绒布、细呢、丝绸等。抛光时在织物上洒适量的抛光磨料（即抛光粉）。2.2.3 腐蚀试样在抛光后进行腐蚀，金相试样用4%硝酸酒精溶液腐蚀310s。2.3 试验检测仪器和设备（1）碳层深度检测：上海4x金相显微镜（2）金相检验：德国莱卡（leica）mef4 m金相显微镜（3

19、）硬度检测：山东莱州hr-150a洛氏硬度计（4）硬化层深度检测：日本fm700显维硬度计（5）淬火介质冷却性能检测：瑞典iavf冷却特性测试仪（6）热处理设备：箱式电阻炉如表2.2表2.2 箱式电阻炉规格型号额定功率s22.5122.5kw产品编号额定电压002220v额定温度1200炉膛尺寸2002080mm重量35公斤制造日期2002.6（7）金相实验设备表2.3 抛光实验设备规格型号抛盘直径（mm）转速（n/min）电动机功率（kw）频率（hz）p220014000.18503 t10钢球化退火工艺及结果分析3.1 预处理工艺球化退火预处理可以得到球化退火前不同的初始组织和力学性能，从

20、而影响随后的球化退火【23】，获得不同的预处理组织是本论文研究的前提，通过研究不同组织经相同球化退火后得到的力学性能和显微组织来改善球化退火工艺。根据表13对t10钢试样分别进行砂冷、空冷和喷水冷三种不同的预处理，从而得到三种不同的显微组织，分别标记，然后进行随后的退火处理。表13 预处理工艺【10】图13 预处理不同冷却方式的金相图【10】由表13和图13所显示的结果可以看出，预处理的冷却速度不同，则片状珠光体的粗细程度亦不同。在上述三种冷却速度下，喷水冷却所得到的珠光体片最细小；空冷次之；砂冷所得到的珠光体片最粗大。3.2 球化退火温度t10钢是一种应用广泛的工具、量具、冷作模具钢，它具有

21、高硬度、高强度、高耐磨性和淬火变形小等优点。然而，由于其硬度值较高，难以进行切削加工，故在生产中用t10钢制作冷镦凸模时极易出现崩刃、折断及淬火开裂等现象。因此在实际的工业生产中，经常采用等温球化退火的方法来细化晶粒、降低硬度、改善切削加工性能，为淬火做好组织上的准备【22】。但常规的等温球化退火工艺方法，由于加热温度高、保温时间长、工艺复杂，使t10钢中碳化物仍呈粗细不同、大小不一、分布不均的现象。而它们是引起变形开裂的主要原因，直接影响着产品的质量和使用性能，故进一步改善t10钢的切削加工性能，预防开裂倾向已成为工业生产中亟待解决的问题。t10钢ac1温度为730，ar1温度为700，根据

22、球化退火规范，确定奥氏体化加热温度为750，等温温度6903.3 球化退火保温时间球化退火工艺有2种：普通（缓冷）球化退火和等温球化退火。球化退火后得到的组织是粒状珠光体，其硬度在hb160-255左右，这组织在淬火加热时变形开裂的倾向小。普通球化退火是将钢加热到ac1以上2030，保温适当时间，然后随炉缓慢冷却，冷到500左右出炉空冷。等温球化退火是与普通球化退火工艺同样的加热保温后，随炉冷却到略低于ar1的温度进行等温，等温时间为其加热保温时间的1.5倍。等温后随炉冷至500左右出炉空冷，和普通球化退火相比，可使球化组织均匀，并能严格地控制退火后的硬度。等温球化退火是将钢加热至ac1以上2

23、0-30c，保温2-4小时，再冷到ar1以下20c左右等温4-6小时；t10钢的加热温度是760-780c，保温2-4小时，再冷到680c，保温4-6小时，出炉空冷。而缓冷球化退火是把钢加热到ac1以上20-30c，保温一定时间后，随炉缓冷至550c左右，再空冷。一般厂里都用等温球化退火，生产周期短，球化质量好3.4 t10钢退火冷却速度冷却速度队碳化物的球化效果的影响是显著地，在其他工艺参数相同的情况下，如果冷却速度过快，也得不到很好的球状体，因为奥氏体化后，较大的冷却速，会使随后发生的共析转变的过冷度加大，这对形成球状体是不利的。3.5 t10钢的球化退火工艺。3.6 t10钢退火后工艺结

24、果及分析3.61 球化退火由热力学原理可知，钢中碳化物从片状转化为球状，是表面积减少的过程，也是能量降低的过程，因此，片状碳化物具有自发进行球化和聚集长大的倾向。在加热到ac1以上不高的温度保温时，片状碳化物熔断成质点，在随后的缓慢冷却过程中碳析附其上，并逐渐长大成颗粒状的球化组织，这就是碳化物的球化过程球化退火最基本的问题是如何解决粒状碳化物核心的形成，组织中粒状碳化物是由加热奥氏体化时的剩余碳化物颗粒长大而成，剩余碳化物颗粒越多，获得完全球化组织越容易【18】，因而球化时要对奥氏体化提出具体要求。文献【19,20】指出，奥氏体化时除要求保留尽可能多的剩余碳化物颗粒外，还要获得具有尽可能大的

25、碳浓度不均匀的奥氏体，奥氏体成分的不均匀性有利于珠光体转变的形核和长大过程，而未溶碳化物质点可成为珠光体转变的非均匀形核中心，从而可使过冷奥氏体异常分解速率比均匀奥氏体快67倍【21】。当然为进一步提高球化速率，从热力学考虑应该增大转变的驱动力，通过热形变可以加速球化过程。将经上述预处理后的试样分别进行如图2所示的等温球化退火，由于加热温度及时间是影响球化效果的主要工艺参数，故本实验在采用的750，3h附近对选取的三个不同预处理试样进行退火。而等温温度和等温时间以及冷却速度则采用相同的工艺参数。图2 退火工艺曲线3.62 加热速度的影响在实际生产的情况下，加热速度是很快的，可以在过共析钢中得到

26、奥氏体加残留渗碳体组织。而且加热速度愈大（或者说过热度越大），钢中可能残留的碳化物数量越多，只有在继续加热或延长保温时间的过程中，残留碳化物才能被逐渐溶解【24】。在过共析钢中只有铁素体才能作为未溶解的过剩相而保留，所以在加热时，加热速度的快慢，在一定程度上决定了残留碳化物的多少。一定数量碳化物，作为非匀质晶核保留下来，这对于后面要形成球化珠光体的影响是很重要的【25】。3.62 测定碳化物的球化率及粒度根据定量金相法，对球化退火后的试样进行碳化物测定。对于没有完全球化的试样，测定其球化率；对于完全球化了的试样，则测定碳化物的平均粒度，测定结果如表2所示。图3为部分试样球化退火后的显微组织。由

27、表2和图3可以看出，在本实验条件下，原始组织愈细小，则球化退火后的碳化物球化率愈高；碳化物粒度愈细小、圆整、均匀。但是，当细小的片状珠光体原始组织在较高的加热温度和较长的保温时间条件下球化退火，则反而会形成片状珠光体。表2 碳化物的球化率和碳化物粒度【10】注：球化退火的加热温度（）及时间（h）碳化物的球化率（）或碳化物平均粒度（m）预处理的冷却方式图3 t10钢不同原始组织经球化退火后的显微组织500*（a）空冷，750（b）喷水冷，750（c）砂冷，7504 结果分析4.1 原始组织对碳化物球化率的影响由相变热力学理论可知，在球化退火过程中，碳化物由片状转变为球状是一个能量降低的过程。当原

28、始组织的片状珠光体愈细小时，其片状碳化物的相界面积愈大，界面能愈高，故碳化物球化的驱动力愈大，即球化的倾向性愈大，因而球化率愈高。此外，由于细片状珠光体在奥氏体化加热时，碳化物片的溶解速度较快，因而使碳化物片在较低的加热温度和较短的保温时间内就可以熔断并球化。因此，喷水冷却所得到的细片状珠光体组织，即使采用730，1h这种较低的奥氏体化温度和时间的球化退火工艺也能够完全球化，而砂冷和空冷式样在这种退火条件下只能部分球化，要想完全球化则需要采用较高加热温度和较长时间的球化退火工艺（见表2）。因此，细化原始珠光体组织，对于提高球化退火是的碳化物球化率是极为显著的。但是，细片状珠光体原始组织的t10钢工件在较高温度下长时间加热的球化退火过程中，由于大量碳化物的溶解以及球化核心的减少，同时也由于奥氏体晶粒的长大而形成片状珠光体。因而在本实验中，喷水冷却的原始组织试样在770，5h的球化退火条件小，碳化物反而没有完全球化（见表2和图3d）。因此，当原始组织的片