10.如何对FeCr2.2C1.92M合金进行退火以便于切削加工？

铸造后经50％锻态加工的FeCr2.2C1.92M合金硬度较高，切削加工存在一定困难，为降低其材料硬度，便于进行后续的机械加工，需要对其进行退火。但铁-碳等多元合金，其共析转变发生在一个相当宽的温度范围内，并受成分、加热和冷却速度的影响。在共析转变温度范围内，存在着铁素体+奥氏体+石墨的稳定平衡和铁素体+奥氏体+渗碳体的准稳定平衡。在共析温度范围内的不同温度，都对应着铁素体和奥氏体的不同平衡数量。因此，改变加热温度、保温时间和冷却速度，可获得铁素体和珠光体不同数量和形态的基体组织，在较大范围内调节或改变材料的机械性能。

为研究其FeCr2.2C1.92M合金的最佳热处理制度，考虑退火温度对第二阶段碳化物析出长大时间关系的影响，退火温度既是影响扩散最主要的因素，又影响成核过程。提高退火温度将使铁原子的自扩散速度增加。温度越高，渗碳体稳定性越低，成核的可能性愈大，孕育期缩短并急剧增加晶核数目，明显缩短退火周期。但如果温度过高，引起过热现象，使材料力学性能下降，甚至还会引起材料氧化、过烧现象。故FeCr2.2C1.92M合金热处理时不宜采用1000℃以上的温度，一般应在880～1000℃的温度范围内进行加热和保温。因此，将变形量为50％锻造态的FeCr2.2C1.92M合金加工成80mm×50mm×10mm的试样，选取880℃、920℃、960℃和1000℃的加热温度对其试样进行加热，保温2h、4h、6h和10h保温后随炉冷却。

FeCr2.2C1.92M合金在不同温度条件下经过2h退火后的金相显微组织，如图2-43所示。从图2-43中可以看出，经880℃2h退火（如图2-43（a）所示）后，其基体中的大部分碳化物还没有被溶解进去，表明退火温度还不够；经920℃2h退火（如图2-43（b）所示）后，相比前者碳化物溶解的数量较多，但还存在大块的碳化物没有完全被溶解，但有少量珠光体的形成；经960℃2h退火（如图2-43（c）所示），其基体中的碳化物的溶解程度达到饱和，同时还有二次碳化物的析出，形成了大量的珠光体组织；经1000℃退火2h（图2-43（d））后，晶粒粗大，已过热，从而大大影响了材料的力学性能。

图2-43　FeCr2.2C1.92M合金在不同温度条件下经过2h退火后的金相显微组织

如图2-44所示为不同退火保温条件下的硬度值曲线。可以看出，880℃退火后，由于大量未溶解碳化物的存在，硬度相对较高。但随着温度升高，被溶解碳化物数量增加，并伴随着珠光体量的增多，其硬度有一定的降低。因此，在960℃退火后，消除了FeCr2.2C1.92M合金在铸造时所产生的化学成分或组织不均匀；细化晶粒、改善碳化物形状，提高了组织均匀性，最终降低了FeCr2.2C1.92M合金的硬度，便于切削加工。由以上比较可见，FeCr2.2C1.92M合金最佳的退火温度为960℃。

图2-44　FeCr2.2C1.92M合金在不同退火保温条件下的硬度值变化曲线

观察其FeCr2.2C1.92M合金960℃保温不同时间得到的金相组织。可以看出，锻态的FeCr2.2C1.92M合金，共晶碳化物呈大块状，基体上只分布着少量弥散的粒状二次碳化物。随加热保温时间的延长，FeCr2.2C1.92M合金的颗粒状碳化物增多，而且越来越小并且更加弥散分布。但6h和10h退火后碳化物的分布及形状没有明显的改变。在960℃保温6h退火后颗粒状碳化物最小，分布最弥散。

图2-45为研究者提供的FeCr2.2C1.92M合金在960℃保温不同时间的条件下，硬度随时间变化的曲线。从图2-45中可以看出，硬度随着保温时间的延长而减低。从960℃保温2～6h，硬度值降低比较明显，到了10h，硬度值降低不明显。由此可见，FeCr2.2C1.92M合金最佳的退火保温时间为6h。

图2-45　FeCr2.2C1.92M合金在960℃不同保温时间下硬度随时间变化的曲线

通过研究者对50％锻造态的FeCr2.2C1.92M合金进行的热处理工艺制定的探索，可以看出，随着退火温度的升高，溶解到基体中的碳化物数量增加，但是温度过高引起过热现象，致使晶粒粗大，影材料的力学性能。随着保温时间的增长，弥散颗粒尺寸减小并且分布均匀，可以提高其力学性能。通过金相和硬度分析，锻态FeCr2.2C1.92M合金最佳的退火制度为：960℃保温6h。