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  工模具钢A8钢(0.55C，8.13Cr，1.38Mo，0.45V，0.72Si)经840℃退火硬度为HB218，钢中碳化物以M23C6为主，并有少量的MC和M7C3。该钢合适的淬火温度为980-1050℃，高硬度为HBC60-61。随淬火温度上升，淬火马氏体由板条状和针状马氏体组织过渡到板条状马氏体组织，剩余碳化物主要为MC和M7C3，为减少残余奥氏体量，该钢应进行二次或三次回火。

  5Cr8NoVSi钢是近年来我国应用较多的新钢种，大多数都用在耐冲击性工模具和薄刃刀具上。但是，目前对A8钢钢的热处理工艺研究较少，所生产的工模具常发生硬度不高和断裂失效现象。因此，本文较详细地研究了A8钢钢热处理工艺对硬度和组织架构的影响。

  实验材料成分如表1所示。试样退火、淬火、回火均在坩埚电阻炉中进行，淬火采用油介质冷却。用D/maxⅢA X射线衍射仪分析相结构和残余奥氏体量，定量金相法测量奥氏体晶粒数、碳化物体积分数及尺寸、马氏体尺寸，JXA-733电子探针分析显微组织和成分。

  试样经840℃退火硬度为HB218，退火显微组织为球状珠光体，如图1所示。碳化物的平均尺寸为0.94μm，体积分数约为0.32。碳化物相以M23C6，为主，其次有M7C3和MC。

  淬火实验温度为880℃、900℃、930℃、950℃、1000℃、1050℃。随淬火温度上升，淬火硬度升高。1000℃淬火时，硬度为HRC60；1050℃淬火时，硬度为HRC60.3。 淬火组织为马氏体、剩余碳化物和残余奥氏体。在950℃淬火时，马氏体由针状马氏体和板条状马氏体组成，针对马氏体的比例较大，剩余碳化物呈小颗粒状或点状分布；1000℃淬火时马氏体仍然由针状马氏体和板条状马氏体组成，剩余碳化物呈点状分布，残余奥氏体夹在马氏体针或板条之间；1050℃淬火时，马氏体以板条状马氏体为主，只有少量的针状马氏体（＜10%），残余奥氏体量增多，剩余碳化物极少，尺寸也更小。金相分析表明：随温度程式高，奥氏体晶粒度变大，马氏体针变长，剩余碳化量减少，尺寸变小，淬火试样残余奥氏体量随淬火温度上升而升高，1000℃淬火时，残余奥氏体量约10%。奥氏体晶粒尺寸随淬火温度上升而升高，淬火马氏体板条或针状尺寸也与晶粒度尺寸对应。

  相分析表明，淬火试样以α马氏体为主要相，其次是残余奥氏体γ’，剩余碳化物为M7C3、MC，并有微量的M23C6。与退火碳化物相分析对照后可知，在1000℃淬火时，M23C6大部分溶解，而原来少量的M7C3和MC型碳化物因难于溶解，成为主要剩余碳化物。

  回火温度小于380℃时，随回火温度上升，回火硬度降低。在此区间，主要是马氏体分解过程，马氏体含碳量降低，马氏体晶体结构的正方度（c/a）下降。在480-500℃回火，有明显的二次硬化现象。485℃回火高硬度为HRC58，比淬火硬度低2HRC左右。二次硬化主要是MC（VC）析出强化的效果。 随回火温度上升，残余奥氏体量减少。只通过一次回火残余奥氏体分解较少，通过三次回火残余奥氏体量可降低到6%左右。

  工模具钢A8钢碳含量为0.55%，淬火马氏体形态为板条状和针状[1]。在较低的温度下淬火时，剩余碳化物量较多，在靠近碳化物的奥氏体区中，因碳化物溶解过程中碳的扩散呈梯度分布，因此，有局部高碳区。局部高碳区在冷却过程中转变成针状马氏体，其亚结构是孪晶[2]。在较高的温度下淬火，剩余碳化物主要是少量的VC和M7C3，溶解速度很慢，因此大部分奥氏体区域碳含量均匀化，尽管此时奥氏体平均碳含量高，但是相对于高碳奥氏体来说，其含量还是低的。所以在较高温度淬火时，板条马氏体比例增大。板条马氏体比针状马氏体韧性高，因此，该钢可以在较高的温度下淬火。但板条在300-400℃回火时，因析出的碳化物沿板条分布，会显示出回火脆性[3]。所以，在较高的温度下淬火，获得以板条状马氏体为主的显微组织时，应避开回火脆性区，或者以较高温度回火（450-520℃），或者在较低温度回火（150-250℃

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