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材料研究学报, 2023, 37(11): 827-836 DOI: 10.11901/1005.3093.2022.599

研究论文

基于组织和结构调控9CrV钢大尺寸活塞性能的优化

王磊1, 张博1, 张宝燕2, 刘杨,1, 宋秀1, 李永胜2

1.东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室 沈阳 110819

2.山东天瑞重工有限公司 潍坊 261061

Properties Optimization of 9CrV Steel for Large Piston Based on Microstructure and Structure Control

WANG Lei1, ZHANG Bo1, ZHANG Baoyan2, LIU Yang,1, SONG Xiu1, LI Yongsheng2

1.Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials, Northeastern University, Shenyang 110819, China

2.Shandong Tianrui Heavy Industry Co. Ltd., Weifang 261061, China

通讯作者: 刘 杨，教授，liuyang@mail.neu.edu.cn，研究方向为先进金属结构材料

责任编辑: 黄青

收稿日期: 2022-11-14   修回日期: 2023-04-26  

基金资助: 国家自然科学基金(U1708253)
泰山产业领军人才计划项目(tscy20170318)

Corresponding authors: LIU Yang, Tel:(024)83672799, E-mail:liuyang@mail.neu.edu.cn

Received: 2022-11-14   Revised: 2023-04-26  

Fund supported: National Natural Science Foundation of China(U1708253)
Program Projects of Taishan Industry Leading Talent(tscy20170318)

作者简介 About authors

王 磊，男，1961年生，教授

摘要

研究了热处理和结构调控对直径为190 mm的9CrV钢仿形活塞不同部位显微组织和力学性能的影响及其机理。结果表明，经850℃×5 h-230℃×4 h等温淬火、230 ℃×4 h回火后，9CrV钢活塞的表层至心部依次为下贝氏体、贝氏体+索氏体+M/A岛、珠光体类组织；表层的抗拉强度和冲击吸收功均高于心部。淬火温度降至800℃、回火温度升至400℃，使表层的抗拉强度提高到1610 MPa、冲击吸收功降低到7.4 J，心部的冲击韧性有所提高但是强度降低。经800℃× 5 h-230℃×4 h 等温淬火、230℃×4 h+400℃×4 h二次回火后，表层的抗拉强度达到1672 MPa、冲击吸收功达到9.8 J，且改善了心部的冲击韧性，使活塞整体的强度与韧性趋于平衡。淬火加热温度的降低保留了适量的未溶碳化物颗粒，阻碍了奥氏体的长大和细化了晶粒，从而提高了钢的强度。在230℃回火使残余奥氏体转化为下贝氏体、防止在400℃回火(提高心部韧性)时生成薄壳碳化物和平衡了整体韧性。综合热处理和活塞结构的调控，实现了大尺寸活塞的整体强韧性平衡。

关键词： 金属材料; 9CrV钢; 大尺寸仿形活塞; 力学性能; 二次回火

Abstract

In order to solve the imbalance between strength and toughness in different cross sections of a large size piston for hydraulic crushing hammer, the influence of heat treatment and microstructural adjustmen/control on the microstructure and mechanical properties of 9CrV steel near-real shaped piston with a diameter of 190 mm was studied. The results show that when the piston were austenitized at 850℃ for 5 h and quenched at 230℃ for 4 h, then tempered at 230℃ for 4 h, the microstructure of a piston consists of bainite, bainite + troostite + residual austenite and pearlite respectively, from the surface to the core. The tensile strength of the piston surface layer is 1442 MPa, the impact absorbed energy is 11 J, the impact toughness in the piston core part is poor, and the impact toughness is the lowest at 2/3 R of the piston. When the austenitizing temperature is decreased to 800℃ and tempering temperature is increased to 400℃, the tensile strength of the piston surface layer increased to 1610 MPa, and the impact absorbed energy decreased to 7.4 J. The impact toughness of the piston core shows an increasing tendency, while the strength will decrease. When the piston is austenitized at 800℃ for 5 h and followed by quenching at 230℃ for 4 h, then tempering first at 230℃ for 4 h and then at 400℃ for 4 h, the tensile strength of the piston surface layer becomes 1672 MPa, the impact absorbed energy becomes 9.8 J. The impact toughness of piston core part has been improved, and the combination of strength and toughness of the piston tend to balance. It is found that with the lower austenitizing temperature a large number of undissolved carbide particles will be retained, it will hinder austenite growing, but refine grains. With the increasing tempering temperature, the dislocation tangles to pearlite ferrite will be restored, and the toughness of piston core can be improved. The carbon-rich residual austenite film in the bainite of piston surface layer is stable. When it is tempered at 400℃, the carbide thin film will precipitate during the decomposition of residual austenite, which is easy to become a rapid crack propagation path and reduce the impact toughness. The residual austenite was transformed into lower bainite by tempering at 230℃ to prevent the formation of thin-film carbides by tempered at 400℃ to improve the impact resistance of piston core, so that the toughness becomes balance in the different cross section parts of a piston. Based on the combination of optimizing and controlling of piston microstructure and heat treatment process, the strength and toughness of the piston are balanced.

Keywords： metallic materials; 9CrV steel; larger-size tracer piston; mechanical properties; twice tempering

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本文引用格式

王磊, 张博, 张宝燕, 刘杨, 宋秀, 李永胜. 基于组织和结构调控9CrV钢大尺寸活塞性能的优化[J]. 材料研究学报, 2023, 37(11): 827-836 DOI:10.11901/1005.3093.2022.599

WANG Lei, ZHANG Bo, ZHANG Baoyan, LIU Yang, SONG Xiu, LI Yongsheng. Properties Optimization of 9CrV Steel for Large Piston Based on Microstructure and Structure Control[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2023, 37(11): 827-836 DOI:10.11901/1005.3093.2022.599

液压破碎锤是一种新型液压工程的关键设备，广泛用于岩石破碎、矿山开采以及大型混凝土建筑等重型载荷冲击施工[1~3]。随着我国新型、重点工程建设的发展，大型液压破碎锤的需求量大大增加。活塞系液压破碎锤冲击系统中做功的前沿关键部件，承受着高速、高载和高频率冲击，其强韧性的高低影响液压破碎锤的使用寿命[4,5]。国外大多选择低合金钢作为活塞材料，先进行调质处理以确保活塞的韧性，然后进行表面强化处理提高其表面硬度和耐磨性。但是，这种制造流程的工艺复杂且成本较高[3~6,8]。近年来，国内某些企业尝试用9CrV钢制造活塞，在保证活塞基础服役寿命的前提下显著降低其成本(约为低合金钢活塞的1/3)。

随着破碎锤活塞尺寸的增大，其服役寿命明显缩短[4,7]。大多数活塞失效的原因，是顶端心部凹陷和表层崩裂使顶端脱落。简而言之，在往复冲击载荷的作用下，韧性不足使大尺寸活塞过早开裂。将高碳铬轴承钢进行淬火+回火处理，生成的回火针状马氏体+碳化物+残余奥氏体组织可显著提高活塞的硬度[7, 8]，但是使其脆性升高[5,9]。等温淬火后生成的下贝氏体组织可使基体具有良好的韧性，同时下贝氏的比容低于马氏体使体积膨胀减小，可显著降低热处理开裂和变形[10~15]。但是，活塞尺寸的增大不利于调控热处理组织和强韧性，制约高端液压破碎锤大尺寸活塞质量的提高和服役寿命的延长。

鉴于此，本文系统研究微观组织和结构的调控，以揭示进行不同工艺的热处理后活塞的显微组织和力学性能的演化规律以及调控机理，以优化活塞结构和调控其整体强韧性、提高大尺寸活塞的综合性能和延长使用寿命。

1 实验方法

实验用材料是球化退火态9CrV钢，其化学成分列于表1。对直径为190 mm、长度为460 mm的仿形活塞进行不同制度的整体热处理，调控参数列于表2。

表1   9CrV钢的化学成分

Table 1  Chemical compositions of 9CrV steel (atomic fraction, %)

CSiMnCrVSPFe
0.8650.3260.3071.8630.1010.0030.012Bal.

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表2   9CrV钢的热处理参数

Table 2  Heat treatment parameters for the 9CrV steel

No.Quenching temperature / ℃Quenching heating and holding time / hSalt bath temperature / ℃Salt bath insulation time / hTempering heating temperature / ℃Tempering holding time / hSecondary tempering heating temperature / ℃Secondary tempering holding time / h
1#850523042304--
2#800523044004--
3#8005230423044004

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1#为处理制度传统工艺；2#为增韧工艺制度是降低淬火加热温度、提高回火温度；3#为结合两次回火工艺的平衡整体韧性工艺制度以实现结构优化。

用Shimadzu AG-XPlus电子万能试验机进行室温拉伸，使用圆棒标准试样(标距：ϕ5 mm×25 mm)测试其拉伸力学性能。使用标准V型缺口试样(10 mm×10 mm×55 mm、缺口深度为2 mm)，在JBW-500数显冲击试验机上测试冲击韧性。使用HR-150A型洛氏硬度计测试硬度，加载力为1470 N，保荷时间8 s。将用于观察组织的样品磨光和机械抛光后用4%硝酸酒精溶液浸蚀，用Olympus-SZ61宏观体视显微镜、Leica DMi8型金相显微镜(Optical microscope，OM)和Quanta 250FEG场发射扫描电子显微镜(Sca-nning electron microscopy，SEM)观察样品显微组织和断口形貌。

2 实验结果

2.1 传统热处理后9GrV活塞的径向组织分布

图1和图2分别给出了850℃×5 h-230℃×4 h等温淬火、230℃×4 h回火状态的活塞径向由表层到心部的OM、SEM组织形貌。可以看出，在活塞的表层弥散分布着少量碳化物颗粒，在基体上有沿一定方向规则排列的短杆状和楔状组织[11~14]，呈下贝氏体形貌特征。从距表面30 mm处至活塞心部，都具有片状珠光体类型组织特征(图1f)。

图1

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图1   9CrV钢活塞的表层、距表面12 mm处、距表面20 mm处、距表面24 mm处、距表面30 mm处以及心部的组织OM形貌

Fig.1   OM images of 9CrV steel piston at different radial positions (a) surface layer, (b) 12 mm from the piston surface, (c) 20 mm from the piston surface, (d) 24 mm from the piston surface, (e) 30 mm from the piston surface and (f) piston core


图2

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图2   9CrV钢活塞的表层、距表面12 mm处、距表面20 mm处、距表面24 mm处、 距表面30 mm处以及心部组织的SEM形貌

Fig.2   SEM images of 9CrV steel piston at different radial positions (a) surface layer; (b) 12 mm from the piston surface; (c) 20 mm from the piston surface; (d) 24 mm from the piston surface; (e) 30 mm from the piston surface and (f) piston core


由图2a~d可见，表层至心部的下贝氏体形态发生了较显著的变化，贝氏体板条逐渐变粗，碳化物呈长片状，铁素体含量提高，在距表面12 mm处出现碳化物呈断续片状的上贝氏体组织并逐渐增多。在距表面20 mm处出现细片层状屈氏体，随后屈氏体的逐渐增多贝氏体逐渐减少。在SEM照片中可见细片层状珠光体，片层间距约为0.078 μm，属屈氏体(图2e)。

2.2 优化热处理后9CrV钢活塞的显微组织

图3给出了不同工艺热处理后9CrV钢活塞各区域的显微组织。可以看出，不同工艺的热处理后活塞的组织演变规律相似。经1#传统工艺处理的活塞其表层中的下贝氏体碳化物尺寸粗大、分布致密，只有极少未溶的碳化物颗粒。与3#二次回火工艺处理相比，2#降低淬火加热温度后贝氏体碳化物的尺寸细小、分布弥散，未溶颗粒碳化物数量较多。在400℃回火后的下贝氏体不仅有弥散细小的贝氏体碳化物，还有较多的长片状碳化物(图中箭头所示)，而二次回火后下贝氏体中长片状碳化物的数量明显减少。

图3

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图3   不同热处理工艺条件下9CrV钢活塞各区域显微组织的SEM照片

Fig.3   SEM images of microstructure in various positions of 9CrV steel piston under different heat treatment conditions


经850℃-230℃等温淬火、230℃回火后，距活塞表面20 mm处过渡区的显微组织由铁素体、长片状碳化物的贝氏体和片层极细的屈氏体组成。经2#工艺与3#工艺处理后，过渡区的组织没有显著的变化，只是各种组织的占比与形态有所改变。由此可见，随着淬火加热温度的降低和回火温度的升高，过渡区中未溶的碳化物数量增多，下贝氏体和上贝氏体碳化物的尺寸减小，屈氏体团的体积增大。

经不同工艺热处理调控后，距活塞表面30 mm处和活塞的心部均为珠光体类组织。由距表面30 mm处到心部，珠光体片层间距不断增大，而淬火加热温度降低到800℃使珠光体的片层间距增大。

2.3 不同热处理后9CrV钢活塞的力学性能

图4给出了经调控热处理的9CrV钢活塞各位置的硬度、冲击吸收功、屈服强度和抗拉强度的变化。可以看出，将淬火加热温度由850℃降至 800℃、回火温度由230℃升至400℃，则活塞表面的硬度由52.5HRC降至50.1HRC，近表层(距表面6 mm)的硬度由45.2HRC升至47.0HRC。过渡区(距表面20 mm)的硬度由39.4HRC降至36.5HRC，心部的硬度由29.4HRC降至22.9HRC。而经230℃+400℃二次回火后，活塞的整体硬度略有提高。

图4

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图4   不同工艺热处理后9CrV钢活塞不同位置的硬度、屈服强度、抗拉强度以及冲击吸收功

Fig.4   Mechanical properties of 9CrV steel piston at different positions with different heat treatment processes: (a) hardness; (b) yield strength; (c) tensile strength; (d) impact absorbed energy


由图4b、c可见，3#工艺将淬火加热温度由1#的850℃降至800℃、回火温度由230℃升至400℃，使活塞表面的屈服强度和抗拉强度均略有提高，距表面20 mm处渡区的屈服强度和抗拉强度略有降低，距表面30 mm处与活塞心部的屈服强度和抗拉强度均有所下降。其原因是，表层中下贝氏体组织比率的提高(图3)使强度明显提高，而心部全部由珠光体类组织组成，使其强度降低。经230℃+400℃二次回火后，活塞不同位置的强度变化规律与在400℃回火的结果相近。

由图4d可见，将淬火加热温度由850℃降至 800℃、回火温度由230℃升至400℃，活塞表层的冲击吸收功由11.0 J降至7.4 J，过渡区(距表面20 mm处)的冲击吸收功仍为6.6 J，心部的冲击吸收功由7.2 J升至11.0 J。其原因是，表层中高比率的下贝氏体组织使冲击韧性降低，心部全珠光体类组织使冲击韧性明显提高。而经过二次回火后，活塞的表层和心部都表现出良好的强韧性匹配。

3 讨论

3.1 热处理调控对9CrV钢活塞显微组织的影响

由传统工艺1#调整至2#，即降低淬火加热温度至800℃、提高回火温度至400℃，则活塞表层中贝氏体碳化物尺寸细小、分布弥散(图3)。其原因是，未溶碳化物颗粒的增多阻碍了奥氏体晶粒长大，使原始奥氏体晶粒细化[15,16]。同时，降低淬火加热温度使奥氏体的含碳量减少，转变的下贝氏体中碳化物的尺寸减小。图3中的长片状碳化物是残余奥氏体在400℃回火的产物，在230℃等温回火时碳原子的扩散能力较低使碳化物不能长大[17]，最终的形态大多呈短棒状。而在400℃中温回火时碳原子的扩散能力较强，贝氏体组织中的残余奥氏体碳含量高，分解析出的碳化物快速长大而连接成片状，使活塞的冲击韧性显著降低。

大尺寸截面活塞淬火时，由表层至心部的冷却速度逐渐降低，使不同部位生成不同形态和种类的组织。过渡区先发生屈氏体转变，而后为上贝氏体转变，最终接近230℃时发生下贝氏体转变，因此呈现多相共存的组织特征。由活塞过渡区(距表面20 mm处)激光共聚焦he SEM结果(图5)可见，黑色团絮状为屈氏体，灰色组织为粗下贝氏体，白色针条状、块状为铁素体，还有碳化物呈断续片状和羽毛状的上贝氏体组织[18,19]。而由活塞距表面30 mm处至心部冷却逐渐减缓，珠光体类组织片层间距随之增大，相对过冷度逐渐降低使珠光体有充分的时间长大，导致珠光体类组织片层间距增大(图3)。

图5

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图5   距活塞表层20 mm处的组织形貌

Fig.5   Microstructure at 20 mm from the piston surface (a) confocal laser image and (b) low-magnification SEM image


3.2 热处理工艺调控对9CrV钢活塞力学性能的影响

由图4可见，从活塞的表面到心部硬度整体呈下降的趋势，表层贝氏体的尺寸逐渐增大。在距表面18 mm处出现片层极细的屈氏体且数量逐渐增大，硬度也随之提高。随后屈氏体组织片层间距明显增大，硬度降低。

距活塞表面20 mm处过渡区的冲击吸收功较低，且不随温度的变化而变化。受到冲击载荷时，在此位置的脆性上贝氏与软质相针状铁素体中上贝氏体片状碳化物与细屈氏体团对位错运动的阻碍造成位错塞积。另一方面，屈氏体团与铁素体的变形能力不同而导致变形不协调，进而产生额外的内应力。塞积的位错与变形不协调产生的应力交互作用引起应力集中，当应力超过铁素体与其他相界面的结合强度时铁素体相界面发生分离，从而使微裂纹沿针条状铁素体和上贝氏体铁素体相界快速解理扩展，使钢的韧性降低[18,20,22]。

经1#传统热处理工艺处理后，活塞上距表面30 mm处的冲击吸收功出现最低值。在850℃淬火加热温度下奥氏体的含碳量较高，使生成的珠光体类组织的含碳量也比较高。在过渡区生成的屈氏体组织不仅片层间距小渗碳体片层也比较宽，单位面积中渗碳体的占比例较高，使冲击韧性较低[23~26]。淬火加热温度降低至800℃，使未溶碳化物颗粒增多。这一方面使奥氏体的含碳量降低、生成的珠光体含碳量减少、碳化物片层宽度减小、单位面积上碳化物的占比降低，使冲击韧性提高；另一方面，奥氏体晶粒的减小增大了晶界总面积，使变形过程中裂纹扩展的阻力增加，从而使冲击韧性提高。将回火温度提高到400℃，则心部珠光体类组织的位错密度降低，使冲击韧性提高[27]。

综上所述，1#传统工艺处理的活塞表层冲击韧性良好，但是心部的冲击韧性较低。2#工艺处理的活塞心部韧性有所提高，但是表层的冲击韧性较低且心部的强度较低，使强度与韧性仍达到良好匹配。3#工艺处理的活塞其表层的硬度、强度和冲击吸收功都较为理想。同时，其距表面30 mm处的强韧性亦达到较高的水平。这些结果，可归因于淬火加热温度的降低使奥氏体晶粒细化，突出了细晶强化和细晶韧化的作用。而经230℃+400℃两次回火的活塞，其整体韧性达到了较高的水平。其原因是，先进行的230℃一次回火使表层大部分残余奥氏体转变为下贝氏体组织[28]，贝氏体和铁素体长大的速度远高于碳化物，贝氏体碳化物由奥氏体析出后被铁素体包围，形成稳定的下贝氏体组织。在此后的400℃二次回火中大部分残余奥氏体完成转变，只有极少量残余奥氏体分解，抑制了碳化物薄壳析出对冲击韧性的危害。同时，以在400℃回火作为最终的热处理，使活塞心部的珠光体类组织中位错的缠结回复，位错密度的降低使韧性提高。于是，在保证表层强度和整体韧性的情况下，显著提高了表层的韧性。

图6给出了活塞不同位置珠光体类组织的片层间距和碳化物片层的宽度。可以看出，随着到心部距离的减小珠光体类组织片层间距和碳化物片层厚度逐渐增大，而降低淬火加热温度使两者都增大。随着碳化物片层宽度所占珠光体片层间距比例的降低冲击吸收功随之增加，而活塞的冲击韧性提高。

图6

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图6   不同热处理工艺9CrV钢距活塞表面不同位置处的珠光体片层间距

Fig.6   Pearlite lamellar spacing (a) and carbide lamellar width (b) of 9CrV steel piston at different positions with different heat treatment processes


3.3 断口的形貌特征和热处理调控韧化的机制

图7和图8分别给出了经不同热处理后活塞各位置的冲击试样断口的形貌。可以看出，活塞表层下贝氏体的断口(图7a、d、g)整体呈四边形，起伏呈细瓷状，塑性变形的特征不明显，三种热处理的结果差别不大。距活塞表面30 mm处的屈氏体(图8j、m)和过渡区(图8p)的宏观断口呈结晶状，断口平面粗糙，与表层贝氏体组织的断口明显不同，表明其韧性较好[8,10,11]。

图7

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图7   不同热处理工艺9CrV钢活塞表层的冲击断口形貌

Fig.7   Impact fracture morphology of 9CrV steel piston surface layer under different heat treatment (a-c) 1#; (d-f) 2#; (g-i) 3#


图8

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图8   不同热处理工艺9CrV钢活塞距表面30 mm处和过渡区冲击断口的形貌

Fig.8   Impact fracture morphology of 9CrV steel piston at 30 mm from the piston surface and transition part under different heat treatment (a-c) 1#, piston 2/3 R; (d-f) 2#, piston 2/3 R; (g-i) 3#, piston transition


图7b、e、h给出了活塞表层断口纤维区的微观形貌，可见1#在230℃回火后冲击断口的纤维区有细小的韧窝，是典型的韧窝断裂。2#在400℃回火后冲击断口纤维区的韧窝尺寸虽然有所增大但是数量明显减少，且出现较多的解理刻面，表现出韧窝断裂与准解理断裂组成的混合型断裂特征，冲击韧性较差。3#经230℃一次回火、400℃二次回火后冲击断口的纤维区由大尺寸韧窝与少量解理刻面组成，大尺寸韧窝的中心出现较多的第二相粒子，比在400℃回火的冲击韧性好(图7h)。出现解理刻面的原因是，下贝氏体在400℃中温回火后贝氏体铁素体板条间的薄膜状残余奥氏体析出了碳化物薄壳，晶界处的块状残余奥氏体析出的粗大碳化物成为裂纹快速扩展通道。因此整体呈现韧窝断裂，在析出的碳化物薄壳处出现了解理刻面，呈现准解理断裂。而韧窝尺寸的增大和变深的原因，是试样断裂前经历较大的塑性变形时吸收了更多的冲击能量。这表明，以400℃作为最终热处理有利于提高钢的韧性。图7c、f、i给出了活塞表层断口扩展区的微观形貌。可以看出，三种回火工艺的冲击断口扩展区其微观形貌都是在解理刻面上分布着细小的撕裂棱和韧窝，表明属于准解理断裂。

图8b、c给出了在230 ℃回火后距表面30 mm处断口纤维区和扩展区的微观形貌。可以看出，经230℃回火后冲击断口纤维区大部分为河流状形貌，在缺口附近可见宽度约为10 μm的延伸带和少量的撕裂棱。扩展区为典型的河流花样，解理刻面较大，其脆性断裂特征较为明显。在400℃二次回火后冲击断口纤维区(图8e、f)出现宽度约20 μm的韧窝带，解理刻面变小，扩展区的撕裂棱增多，且在断口上出现多处二次裂纹，表明发生了裂纹钝化和转折，属于准解理断裂。

在活塞过渡区冲击试样纤维区的断口未见明显韧窝(图8h、i)，但是有较多的撕裂棱，属于准解理断裂。在扩展区有较高的解理台阶，表明在裂纹的扩展过程中可能发生了转折。结合活塞过渡区分布有很多针条状铁素体和冲击性能较差，可断定裂纹可能优先沿铁素体相界面扩展[12,17]。

3.4 新型大尺寸活塞的结构和制备工艺设计

对9CrV钢活塞服役的特点和断裂特征的分析表明，大尺寸活塞横截面上的强度与韧性调控窗口过窄甚至无法平衡，使其服役过早失效。结合前述研究可以发现，在较高的淬火加热温度和较低的回火温度热处理后，活塞的表层贝氏体组织虽韧性较高但是强度偏低，且过渡区的韧性也可能较低。中温回火使表层的强度有所提高，但是表层的韧性降低。因此，本文的3#二次回火工艺在保证整体性能的前提下使活塞的表层具有较高的强度和韧性。与淬火+回火工艺相比，等温淬火+二次回火工艺既能保证活塞整体性能又能提高活塞表层韧性，可实现强度与韧性的平衡。另一方面，经3#工艺处理后，活塞表层的强度和韧性、活塞心部的韧性都比较高，但是因活塞的尺寸过大在实际生产中心部的强度难以提高。本文基于活塞热处理组织性能调控的系统研究，设计出新型活塞结构：在直径为190 mm长度为460 mm的活塞顶端机械加工出直径为30 mm长度为100 mm的中孔(图9a)。在新型结构活塞的热处理过程中，顶端表层与心部同时接触淬火介质生成贝氏体组织，使活塞心部的硬度和强度提高(图9a)。

图9

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图9   大尺寸活塞顶端开孔结构的示意图

Fig.9   Button-hole piston: schematic diagram of structure (a) and hardness distribution in radial direction (b)


为了提高活塞表面的硬度和表层的韧性，进一步进行优化顶端开孔活塞的热处理工艺：将淬火加热温度提高到820℃，将二次回火温度降低到350℃。于是，优化热处理后的新型结构活塞，其硬度分布如图9b所示。可以看出，靠近活塞心部处的硬度明显提高。根据活塞的力学性能与显微组织的关系可以判断，结构调整后的新型大尺寸活塞具有较理想的整体强韧性平衡。

4 结论

(1) 对9CrV钢活塞进行850℃×5 h-230℃×4 h等温淬火、230℃×4 h回火处理后，活塞的表层为下贝氏体，心部为珠光体类，距表面20 mm处的过渡区为下贝氏体、上贝氏体、铁素体、屈氏体和残余奥氏体的混合组织。

(2)适当降低9CrV钢活塞淬火加热温度，可保留部分碳化物和细化淬火组织。淬火后的一次回火使活塞表层的大部分残余奥氏体转变为下贝氏体，二次回火使活塞心部珠光体类组织中的位错密度降低。因此，二次回火处理使活塞的整体强韧性匹配达到较理想的状态。

(3)控制大尺寸活塞的结构和二次回火热处理工艺，能显著提高活塞心部的强度、改善各位置的组织和强韧性匹配，均衡调控活塞的整体强度和韧性。

参考文献

Luo M.

Current situation and development trend of domestic hydraulic crusher market

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液压破碎锤活塞失效的原因及对策

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我国液压破碎锤发展与现状分析

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Li D H, Li Z M, Xiao M G, et al.

Effect of deep cryogenic treatment on mechanical property and microstructure of a low carbon high alloy martensitic bearing steel during tempering

[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2019, 33(8): 561

DOI      [本文引用: 2]

The hardness and microstructure evolution of a low carbon and high alloy martensite bearing steel after deep cryogenic treatment were studied by means of Rockwell hardness tester, X-ray diffractometer, and scanning electron microscope and transmission electron microscope. The results show that the deep cryogenic treatment promotes the transformation of retained austenite to martensite, which leads to an increase in the hardness after quenching. In addition, the hardness of the steel subjected to deep cryogenic treatment was higher than that of the non-cryogenically treated one during tempering. The deep cryogenic treatment causes the carbon atoms in the steel to segregate and precipitate as carbides during the tempering process. Compared with the steel without deep cryogenic treatment, the carbon content in the martensite matrix of the steel subjected to deep cryogenic treatment was lower after tempering, which indicated that more carbides were precipitated in the deep cryogenic treated steel during the tempering process. According to the results of transmission electron microscope images, a large number of nano-sized M2C and M6C carbides precipitated from the martensite matrix during tempering, which may be the main reason for the maintenance of high hardness of the steel after longtime tempering.

李东辉, 李志敏, 肖茂果 等.

深冷处理对低碳高合金马氏体轴承钢力学性能及组织的影响

[J]. 材料研究学报, 2019, 33(8): 561

DOI      [本文引用: 2]

利用洛氏硬度计、X射线衍射仪、扫描电子显微镜及透射电子显微镜等研究了低碳高合金马氏体轴承钢深冷处理后的硬度变化及组织演化。结果表明：深冷处理促使部分残留奥氏体转变为马氏体，导致深冷处理后实验钢的硬度较淬火态硬度有所升高。经深冷处理后实验钢在0~100 h回火过程中的硬度均比未深冷处理实验钢的硬度高。深冷处理促使钢中碳原子偏聚并在回火过程中以碳化物的形式析出，与未经深冷处理的实验钢相比，经深冷处理的实验钢回火后马氏体基体中的含碳量更低，表明实验钢经深冷处理后在回火过程中析出更多的碳化物。透射电镜分析表明，实验钢在回火过程中析出的大量弥散分布的纳米级M<sub>2</sub>C和M<sub>6</sub>C型碳化物是实验钢长时间回火后保持高硬度的主要原因。

Zhao K L, Liu Y B, Yu X F, et al.

Effect of solid solution and mesothermal phase transition treatment on microstructure and mechanical property of ball bearing steel 8Cr4Mo4V

[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2018, 32(3): 200

[本文引用: 3]

赵开礼, 刘永宝, 于兴福 等.

固溶温度对8Cr4Mo4V轴承钢的中温相转变和力学性能的影响

[J]. 材料研究学报, 2018, 32(3): 200

DOI      [本文引用: 3]

在不同温度对8Cr4Mo4V钢固溶处理后在260℃盐浴中发生相转变而生成贝氏体组织,测定了钢的硬度和冲击韧性。使用扫描电镜、电子探针和光学显微镜等手段观察钢的微观组织,分析了合金元素扩散、贝氏体形核及贝氏体尺寸与固溶温度的关系,研究了固溶处理温度对力学性能的影响。结果表明,在1050℃和1065℃固溶处理后钢中的点状碳化物仍有剩余,阻碍了晶粒的长大;在1095℃和1110℃固溶处理后点状碳化物溶解,晶粒平均尺寸增大。固溶处理促使含Cr和V的碳化物溶解,但对含Mo碳化物的影响较小;高温固溶处理后Mo元素仍然存在于碳化物中,在基体中则较少。高温固溶处理使更多的Cr和V元素溶入基体中,降低了碳元素在基体中的扩散系数和贝氏体形核数目以及贝氏体的最终生成量,使贝氏体的组织粗化;随着固溶温度的提高,钢的硬度提高,而冲击韧性降低。

Wang L, Lu H Q, Zhang B Y, et al.

Microstructure and mechanical properties of 9CrV steel controlled by heat treatment process

[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2021, 42(11): 69

DOI      [本文引用: 1]

Effect of heat treatment process on microstructure and mechanical properties of 9CrV steel for piston of large hydraulic hammer was studied. The results show that after quenching at 840℃ and tempering at 300℃, the microstructure of the 9CrV steel is tempered martensite, granular carbide and retained austenite, with hardness of 56.7 HRC and impact absorbed energy of 4.66 J. With the decrease of quenching temperature to 800℃ and the increase of tempering temperature to 400℃, the hardness of the 9CrV steel decreases to 49.8 HRC, which decreases by 12.2%, and the impact absorbed energy increases to 8.98 J, which increases by 92.7%. The reason is that the amount of undissolved carbides increases with the decrease of quenching temperature. On the one hand, the microstructure is refined. On the other hand, the carbon content of martensite decreases after quenching. Both of them provide the basis for improving the strength and toughness of quenched microstructure. The microstructure changes from tempered martensite to tempered troostite with increasing tempering temperature. The impact resistance of the 9CrV steel can be effectively improved by comprehensive control of quenching and tempering process.

王 磊, 路昊青, 张宝燕 等.

热处理工艺调控9CrV钢显微组织及力学性能

[J]. 材料热处理学报, 2021, 42(11): 69

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Comparison of microstructure and mechanical behavior of lower bainite and tempered martensite in JIS SK5 steel

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Source and formation mechanism of bainite carbides in 200Cr12 steel

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