耐磨铸铁热处理.doc

In this paper, three different kinds of heat treatment were applied to three test samples of cast iron: quenching at 980°C for three hours and tempering at 220°C for three hours; quenching at 530°C for six hours; and quenching at 1120°C for six hours and tempering at 220°C for three hours. The samples were then examined, and a comparison made of the as-cast microstructure obtained in the different heat-treatment processes. The result was that the morphologies – specifically, the amount and distribution of precipitation carbide – were found to be different. Of the different processes, the test material which had undergone the process of quenching at 980°C for three hours and tempering at 220°C for three hours was found to have the most dispersed, homogeneous, and stable microstructure. Through measuring and comparing the Rockwell hardness value (HRC), obtained that when the test material that had undergone the process of 980°C for three hours and tempering at 220°C for three hours, the Rockwell hardness value (HRC) was highest. In summary, the test material in the heat treatment process of 980°C for three hours and tempering at 220°C for three hours resulted in the most homogeneous, hard, and stable microstructure.
Keywords: wear resisting white iron; quenching; microstructure; hardness.
耐磨铸铁有两种形式，它是根据两种不同的磨损形式划分的。磨损通常存在两种不同的形式，一种为干式磨损，如轧辊、球磨机磨球以及喷丸机叶片等工件的磨损；另一种为润滑磨损，如滑块、轴承以及机床导轨等工件的磨损。用于前一种磨损形式的耐磨铸铁为抗磨铸铁，用于后一种形式的耐磨铸铁为减磨铸铁。铬系白口铸铁就是抗磨铸铁的一种。高铬铸铁属于耐磨铸铁中的抗磨白口铸铁，它是现今性能最好，应用最广泛的一种合金铸铁。合金白口铸铁是在普通白口铸铁基础上添加一些合金元素如镍、锰、钨等形成的，这些合金元素的主要作用是形成耐磨基体和提高淬透性[3]。
根据铬碳化物的类型将耐磨白口铸铁分为三个品种：加入铬但未改变渗碳体晶体类型，即碳化物仍为M3C型的铬白口铸铁称为低铬白口铸铁；加入铬量较高，大多数铬碳化物已由M3C型转变为M3C7型的铬白口铸铁称为高铬白口铸铁；组织中兼有M3C型和M3C7型的铬白口铸铁称为中铬白口铸铁。
表1-1 耐磨白口铸铁的牌号和化学成分[2]
Table 1-1 Grade and chemical composition (wt.%) of wear cast iron.

牌号
化学成分（质量分数，%）
C
Si
Mn
P
S
Cr
Ni
Mo
Cu
KmTBCr12
2.0~3.3
1.5
2.0
0.10
0.06
11.0~14.0
≦2.5
3.0
1.2
高铬铸铁的w（Cr）为12%~30%，表1-1中的KmTBCr12、KmTBCr15Mo、KmTBCr20Mo、KmTBCr26都是高铬白口铸铁。高铬铸铁的重要组织特点是基体上均匀分布着M7C3型铬碳化物，即 （Fe,Cr）7C3型合金渗碳体，这种共晶碳化物为六角形杆状级曲面板条状，呈断网状分布 [3]。据北京工业大学子澎教授研究，M7C3型铬碳化物的硬度为1200~1600HV，其韧性和耐磨性也较高，组织形态如图1-3所示。高硬度的不连续碳化物要与硬的基体配合才能表现出高的耐磨性，高铬铸铁中各基体组成体的显微硬度是：铁素体HV70~200，珠光体HV300~460，奥氏体HV300~600，马氏体HV500~1000，所以马氏体高铬铸铁是最常用的高铬铸铁，其化学成分见表1-1，力学性能见表1-2。并且，M7C3与奥氏体一起形成的共晶组织比莱氏体韧性好，能够进行机械加工[4]。从表1-1高铬铸铁的成分可以看出，一般高铬铸铁中都要加入Mo、Cu以强化基体[3]
高铬铸铁在采矿、水泥、电力、筑路、机械、耐火材料等领域已得到广泛应用。尤其是在建筑、电力、矿山球磨机中的应用已取得良好的经济效益。随着高铬铸铁熔炼技术与相关工艺的日渐成熟，高铬铸铁会有更加广阔的应用前景。

图1-3 高铬铸铁组织形态[3]
Fig.1-3 Organization form of high chromium cast iron[3]

长期经验表明，铸态高铬铸铁产品耐磨性差的主要原因在于与设计材质不符；出现裂纹则与缩孔、气孔、夹渣及热处理工艺等有关。因此，在生产中要提高产品使用寿命必须从熔炼工艺，铸造工艺，热处理工艺几个方面实现全面的质量控制。
高铬铸铁铸态组织为马氏体、奥氏体、珠光体和合金碳化物的多相组织，其硬度在HRC45~50。若在铸态下使用，实际上没有充分发挥高铬铸铁的潜力，抗磨性不良，使用寿命短，因此需要进行热处理。
高强度高硬度的马氏体具有较高的抗磨粒磨损性能和强的支撑碳化物的能力，是大多数抗磨粒磨损件所要求的，只有通过淬火才能实现。为防止淬火裂纹和简化工艺，应采用空淬。这就要求材质有良好的淬透性，要有适量的增加淬透性的合金元素Mo、Cu、Ni等。根据成分合理选择奥氏体化温度和空冷方式，冷却速度过快或各部分冷却不均匀易淬裂。淬火后应立即回火，以消除应力，稳定组织[5]。
铸铁的热处理原理与钢的相同，工艺也相类似。其热处理工艺也是通过加热、保温和冷却方法改变铸铁的组织结构以获得工件所要求的性能的一种热加工工艺。具体的热处理工艺将在下两章中给出详细讨论与分析。
1.3 铬系白口铸铁国内外研究现状
耐磨材料的发展经过了普通白口铸铁、高锰钢、镍硬铸铁、铬系白口铸铁等几个阶段。上述耐磨材料各有利弊，都在不断完善，但总的趋势是向着提高材料的性价比方向发展。铬系白口铸铁源于20世纪初期，但广泛使用却始于20世纪中后期、电炉普及后。近几十年来国内外铸造工作者对铬在白口铸铁中的作用进行了大量的实验研究，使铬系白口铸铁性能得到不断提高，生产工艺逐渐简化。目前铬系白口铸铁已在一些领域取代耐磨锻钢、中锰球铁和低合金钢等材质做磨球，在矿山、建筑、冶金、火力发电等行业得到应用，成为国内外公认的、优良的抗磨材料[7-8]。
目前，国内铸造工作者关于铬系白口铸铁的研究主要集中在化学成分选择、热处理工艺确定、变质剂选择、良好碳化物类型的获得及磨损机理研究等领域。国外铸造研究人员更致力于高铬铸铁微观组织结构、耐磨机理及新制备工艺开发的研究，关于低铬铸铁和中铬铸铁的研究较少。
2.1 实验材料
2.1.1 化学成分及其组织分析
实验材料为KmTBCr15Mo，其化学成分见表2-1所示。
表2-1 KmTBCr15Mo铸铁化学成分（质量分数，%）
Table2-1 Chemical composition (at.%) of KmTBCr15Mo.
元素
C
Si
Mn
Cr
Cu
S
P
RE
含量
2.60
1.48
1.09
14.86
0.48
<0.07
<0.01
适量
由高铬铸铁中碳的含量可以判断KmTBCr15Mo属于亚共晶白口铁，其室温组织为珠光体+二次渗碳体+变态莱氏体。莱氏体是铁碳相图中液态合金在11480C恒温下发生共晶转变：Lc≒γE+Fe3C形成的。莱氏体中共晶渗碳体为连续的基体，比较粗大，所以莱氏体的组织性能非常恶劣。基体中出现以渗碳体为基体的低温莱氏体，使塑性降低到接近于零值，冲击韧性也急剧下降，硬度却直线上升。
图2-1中所示即为KmTBCr15Mo合金，它的结晶过程比较复杂，现在进行详细分析：
在结晶过程中，在1~2点之间按匀晶转变结晶出初晶（或先共晶）奥氏体，奥氏体的成分沿JE线变化，而液相的成分沿BC线变化，当温度降至2点时，液相成分达到共晶点C，于恒温11480C下发生共晶转变，即Lc≒γE+Fe3C，形成莱氏体。当温度冷却至2~3点温度区间时，从初晶奥氏体和共晶奥氏体中都析出二次渗碳体。随着二次渗碳体的析出，奥氏体的成分沿着ES线不断降低，当温度达到3点（7270C）时，奥氏体的成分也达到了S点，于恒温下发生共析转变，所有的奥氏体均转变为珠光体。
根据杠杆定律计算，该铸铁组织组成物中，初晶奥氏体为：
wγ=(4.3-2.6)/(4.3-2.11)x100%≈77.6% (2-1)
莱氏体的含量为：
WLd=（2.6-2.11）/（4.3-2.11）x100%≈22.4% (2-2)
从初晶奥氏体中析出二次渗碳体的含量为：
w Fe3CⅡ=（2.11-0.77）/（6.69-0.77）x77.6%≈17.6% (2-3)

图2-1 KmTBCr15Mo冷却时的组织转变过程分析
Fig.2-1 Analysis on structure transformation of KmTBCr15Mo in cooling.
由计算可以看出，含碳量为2.6%的KmTBCr15Mo抗磨白口铸铁中莱氏体含量较低，这在一定程度上改善了铸铁组织，使白口铁的脆性相对较低，保证在热处理后得到优良的基体组织。
2.1.2 试样的选制
从同一铸件上选择铸造良好的地方，用线切割机切下方柱体，磨面面积为12x12mm，高为12mm的试样四个，分别编上标号1、2、3、4，准备试验。
2.2试验方案的制定
试验共有两大任务，一是观察热处理前后金相显微组织，二是测试热处理前后材料的硬度。
2.2.1热处理工艺的制定
1号试样进行980 °C×3h空冷淬火，再进行220×3h回火的常规热处理； 2号试样进行530°C×6h空冷淬火的亚临界热处理； 3号试样进行1120°C×6h空冷淬火，再进行220×3h回火的高温团球化处理； 4号试样不进行热处理，保持原始组织。

17

第3章 实验结果及分析
3.1高铬铸铁铸态组织及淬火后显微组织
3.1.1 高铬铸铁铸态显微组织
高铬铸铁铸态时的室温组织是：珠光体基体+低温莱氏体+二次碳化物，高铬铸铁中的碳化物是M7C3合金碳化物。其金相显微照片如图3-1所示。

图3-1 实验材料铸态金相组织 x200
Fig.3-1 Microstructure on As-Cast of test material x200
由图3-1可见，碳化物粗大且数量较多，呈鱼骨状分布。这种粗大的碳化物对组织的韧性有较恶劣的影响。基体组织为珠光体，珠光体组织呈片层状分布，但由于放大倍数较低，看不到珠光体的片层结构，图中暗色区为珠光体组织。二次碳化物依附在珠光体上，难以分辨。由于高铬铸铁含有大量的合金元素，所以在铸态时已含有少量的马氏体组织，但是在低倍显微镜下不能够进行识别。
3.1.2不同温度淬火后的显微组织
图3-2是经过530°C×6h淬火后高铬铸铁的显微组织。其显微组织可以看出，基体中有大量纳米尺度的颗粒状二次碳化物析出，碳化物多为六角状，呈弥散分布。有理论可知这种碳化物即为（Cr,Fe）23C6。这说明在亚临界处理过程中，过饱和奥氏体中的Cr、Fe和C以（Cr,Fe23C6析出后，导致残余奥氏体中的Cr和C含量下降，使Ms点升高，在冷却到室温过程中，残余奥氏体发生了马氏体相变，因而使其整体硬度升高。另外，弥散分布在基体中的（Cr,Fe）23C6对基体的弥散强化作用，也很好的提高了合金的硬度和耐磨性能。根据扩散理论，温度升高和保温时间延长都会使扩散通量增加，也即析出的（Cr,Fe）23C6增多，其Ms点升高愈高,则残余奥氏体转变为马氏体的量愈多，该高铬白口铸铁的硬度升高也愈大。然而据孙志平[40]等人研究，当高铬白口铸铁在亚临界热处理时将保温时间延长至10小时，弥散分布的颗粒状（Cr,Fe）23C6发生长大并且颗粒发生连接，形成长条状碳化物，此长条状碳化物为M3C型碳化物。说明随保温时间延长，优先析出的（Cr,Fe）23C6向M3C型碳化物转变。从二者具有共面关系可

图3-2 2＃ 530°C×6h淬火后组织 x200
Fig.3-2 Microstructure after quenching at 530°C for 6h of 2＃ x200.
以推测这一转变是原位发生的，也说明M3C型碳化物并不是从奥氏体中析出形成的。M3C型碳化物的形成说明基体组织发生珠光体转变，伴随（Cr,Fe）23C6向M3C型碳化物原位转变的完成，将得到珠光体基体组织。由于珠光体组织的硬度和耐磨性都相对于马氏体组织低，导致合金硬度和耐磨性能下降。
图3-3显示1号试样加热到980 °C淬火后的显微组织。图中可以看到呈放射状的二次碳化物，均匀分布的马氏体组成的基体，部分索氏体和残余奥氏体，这两种组织含量都较少。980 °C加热时，奥氏体中碳和合金元素扩散能力均有所增强，奥氏体中合金元素的固溶度增加，基体中析出的二次碳化物量较多且分布均匀，Ms点升高较高，马氏体量增加，残余奥氏体量进一步减少，试样淬火后了硬度升高。若降低加热温度，则碳和合金元素的扩散速度较慢，使奥氏体中的成分不均匀，导致基体中析出的二次碳化物量少而且分布不均匀，试样淬火后硬度低。进一步升高加热温度，合金元素的固溶度增大，而且高温使奥氏体成分更加均匀，这都增加了奥氏体的稳定性，空冷后组织中的残留奥氏体数量增加，试样硬度降低。因此，高铬铸铁在淬火加热温度适中时，平衡奥氏体中既有一定量的碳和合金元素，空淬时又能全部转变为马氏体，才能的到较高的硬度值。

图3-3 1＃ 980 °C×3h淬火后组织 x200
Fig.3-3 Microstructure after quenching at 980 °C for 3h of 1＃ x200.
图3-4显示了1120°C淬火后的显微组织，图中可以看到大量弥散的珠光体颗粒，且组织中有较多的残余奥氏体形成。淬火温度达到1120°C，时，已经析出的碳化物及合金元素又融入奥氏体中，奥氏体稳定性增强，马氏体的量减少，因此残余奥氏体的量增加，而碳化物的量也相对减少。另外，加热到1120°C，铸铁组织接近其熔点，大部分组织已经奥氏体化，但仍存在大量弥散的未熔碳化物颗粒，形成奥氏体非均匀形核的核心，使每个碳化物在独立长大的同时，必然使其周围母相奥氏体贫碳而形成铁素体，从而直接形成粒状珠光体。

图3-4 3＃ 1120°C×6h淬火后组织 x200
Fig.3-4 Microstructure after quenching at 1120°C for 6h of 3＃ x200.
3.2 热处理过程中高铬白口铸铁组织的变化
3.2.1 热处理保温过程中高铬白口铸铁中残余奥氏体的变化
在热处理过程中二次碳化物的析出降低了奥氏体中合金元素含量，从而降低了奥氏体的稳定性，激活先前陈化奥氏体，使Ms点上升，所以在冷却过程中形成马氏体。
530°C亚临界处理后，残余奥氏体量较少；980 °C加热和保温过程中二次碳化物进一步析出，Ms点进一步升高，残余奥氏体量进一步减少；1120°C过热处理过程中，基体中碳的溶解度很高，保温过程中大量的二次碳化物重新分解，进入奥氏体中，使Ms点降低，在空冷组织中形成大量残余奥氏体。
3.2.2热处理过程中高铬白口铸铁中二次碳化物的析出
由于高铬铸铁的铸态基体中固溶了大量的合金元素，过饱和高畸变的基体在加热保温过程中会析出合金元素，从而减低它的畸变能，导致二次碳化物的析出。由以上图可以看出，530°C×6h淬火后有大量弥散的二次碳化物析出。
3.3 不同淬火温度对硬度的影响
影响高铬铸铁硬度的主要因素是高铬铸铁的组织即碳化物的多少和基体类型，通过不同的热处理工艺得到了不同的组织，通过测定得到表3-1中不同的硬度值。
表3-1 不同淬火温度下材料的硬度
Table3-1 The hardness of test materical on different tempreture during quenching.
淬火温度
试验测试硬度（HRC）
平均硬度
980 °C×3h
56.52
59.00
57.00
57.51
530°C×6h
45.51
45.25
45.53
45.43
1120°C×6h
42.05
44.51
43.05
43.20
铸态组织
45.52
42.65
44.55
44.21
从表中可以看出，980°C ×3h淬火后组织的硬度最高，1120°C×6h淬火后组织的硬度最低，甚至低于铸态组织的硬度。不同热处理温度下材料的硬度曲线如图3-5所示。由图可以看出，980 °C加热淬火时材料的硬度最高，高于或低于此温度材料的硬度都会下降。热处理后材料硬度变化与马氏体基体的形态和二次碳化物的析出有关。不同的奥氏体化温度在铁碳相图中标示，如图3-6中箭头指示线所示。

图3-5 不同热处理温度下材料的硬度(1-980 °C;2-530°;3-1120°C;4-铸态)
Fig.3-5 The hardness of test materical on different tempreture during quenching(1-980 °C;2-530°;3-1120°C;4-As-Cast).

图3-6 淬火温度在铁碳相图中位置（带箭头直线）
Fig.3-6 The positions of diferent heating temperature on iron-carbon phase diagram(line of arrow).
由图中可以直观看出，530°C淬火温度低于A1线，高铬铸铁组织未发生奥氏体转变，只是有元素间的扩散，二次碳化物析出，导致Ms点升高，原组织中残余奥氏体转变为马氏体，马氏体量增多，残余奥氏体量减少。且由于长时间保温，析出较多的二次碳化物，呈弥散分布，从而使其硬度较铸态时升高。
980°C淬火时，由于温度较高，碳及合金元素的扩散速度加快，促进了二次碳化物的析出，且Ms点升高较多，基体转变为马氏体的量有所增加，残余奥氏体量减少。另外，马氏体的形态也是决定其硬度的关键，奥氏体中碳部分析出，但高铬铸铁仍保持较高的含碳量，在冷却过程中可保证形成片状马氏体。片状马氏体硬度较板条状马氏体高很多，这就更进一步保证了高铬铸铁的高硬度。从图3-6可以看出，980°C加热时，大部分室温组织已经奥氏体化，这就保证了在冷却过程中转变成更多的马氏体组织，从而增加了基体的硬度。总之，在硬的基体上分布着硬的质点是其更硬的原因所在。
1120°C高温淬火时，由图3-6可以看出，其加热温度紧逼共晶线，高铬铸铁中的组织接近熔融状态。在加热升温过程中，大量合金元素扩散析出，二次碳化物也大量析出，然而在1120°C保温过程中，由于碳的溶解度增大，二次碳化物溶解，导致了奥氏体稳定性降低，C曲线左移，Ms点升高，从而在冷却过程中形成粒状珠光体，而马氏体的含量有所下降，残余奥氏体量增加，硬度下降。粒状珠光体硬度和强度较低，塑性和韧性较好，因此降低了高铬铸铁的硬度。如表3-1所示，硬度低于为淬火前的铸态组织。
3.4高铬白口铸铁回火前后组织比较
由前一部分分析可知，高铬铸铁淬火后，其组织主要是马氏体和残余奥氏体，马氏体和残余奥氏体在室温下都处于亚稳定状态，并且又由于980°C和1120°C淬火加热温度高，在冷却过程中会产生较大的热应力，又由于组织中相的变化引起较大的相变应力，因此需要进行回火，消除或减少内应力，防止变形或开裂，并获得稳定的组织和所需的性能。
在这次试验中，选择回火温度为220°C，这是因为随回火温度的降低，残余奥氏体量减少，在220°C基本减少为零，这就可以使组织更加稳定。
高铬铸铁980°C淬火后组织和回火后组织如图3-7所示。由图可以看出，回火后组织中残余奥氏体量减少，一部分转变为马氏体。马氏体形态也发生了变化，由淬火后放射状转变为杆状。因为淬火马氏体在回火后转变为回火马氏体或回火索氏体，这些组织中的碳化物呈颗粒状，这种转变基本不影响组织的硬度，但可以显著改善材料的韧性和塑性。
b
a

图3-7 980°C淬火及220°C回火后组织 （a淬火后组织 b回火后组织 ） Fig.3-7 Microstructure after quenching at 980°C and tempering at 220°C（a Microstructure after quenching b Microstructure after tempering）.
回火前后材料的硬度如表3-2所示。由表可以看出材料硬度基本没有发生改变。但组织得到了改善，因此回火最主要的是改善组织。
表3-2 980°C淬火后回火前后材料硬度
Table3-2 Hardness of test materical before tempering and after tempering,the heating terperature of quenching is 980°C.
材料状态
实验测试硬度（HRC）
平均硬度
回火前
56.52
59.00
57.00
57.51
回火后
57.52
57.51
56.52
57.18
高铬铸铁1120°C淬火后和220°C回火后组织如图3-8所示。从图3-8可以看出，回火后的组织是回火马氏体+菊花状共晶碳化物+残余奥氏体，残余奥氏体量有所减少。菊花状共晶碳化物为M3C7型碳化物。

b
a

图3-8 高铬铸铁1120°C淬火后和220°C回火后组织 (a淬火后组织 b回火后组织) Fig.3-8 Microstructure after quenching at 1120°C and tempering at 220°C（a Microstructure after quenching b Microstructure after tempering）.
回火前后材料的硬度如表3-3所示。表3-3可以表明，回火前后组织硬度基本没有发生变化。
表3-3 1120°C淬火后回火前后材料硬度
Table3-3 Hardness of test materical before tempering and after tempering,the heating terperature of quenching is 1120°C.

材料状态
实验测试硬度（HRC）

平均硬度
（1）
（2）
（3）
回火前
42.05
44.51
43.05
43.20
回火后
42.15
42.52
42.51
42.39
3.5高铬白口铸铁回火后组织与铸态组织的比较
高铬铸铁回火后最终的稳定组织与铸态组织的显微照片如图3-9所示。通过比较可以看出，铸态组织a中碳化物分布不均匀，且呈连续网状，马氏体含量很少；1120°C淬火后回火组织中二次碳化物分布均匀，且出现菊花状共晶碳化物，组织中弥散分布着粒状珠光体，这使组织力学性能均匀，且有较好的韧性硬度也下降不是很多；980°C淬火后回火组织c中马氏体含量明显较多，碳化物呈短杆状分布，残余奥氏体量较少，从而保证了它较高的硬度。
回火后材料硬度与铸态组织的硬度如表3-4。1120°C×6h空冷淬火+220°C×3回火的热处理工艺得到的组织硬度最低，虽然与铸态组织相比下降较少，但与980°C×3h+220°C×3h热处理后材料相比则硬度值相差较多，差十几个单位。
a

c
b

g
e
图3-9 高铬铸铁回火后组织与铸态组织的比较 x500（a 铸态，b 1120°C淬火后回火，c 980°C淬火后回火）
Fig.3-9 The comparison on microstructure of tempered high chromium cast iron and its As-Cast form(a As-Cast form b tempered microstructure after quenching at 1120°c tempered microstructure after quenching at 980°C)

表3-4 回火后材料硬度与铸态组织的硬度
Table3-4 Hardness of test materical after tempering and As-Cast form.
淬火温度
试验测试硬度（HRC）
平均硬度
980°C×3h+220°C×3h
57.52

57.51
56.52
57.18
530°C×6h
45.51
45.25
45.53
45.43
1120°C×6h+220°C×3h
42.15
42.52
42.51
42.39
铸态组织
45.52
42.65
44.55
44.21
3.6讨论与分析
铸态高铬铸铁中奥氏体过饱和溶入碳及合金元素，在热力学上处于不稳定状态，随加热温度升高，奥氏体中的碳及合金元素的扩散能力增强，必将从奥氏体中扩散出去，扩散出去的碳及合金元素将以二次碳化物的形式存在。淬火加热温度升高，奥氏体中铬含量愈多，则淬透性愈高，Ms低。而奥氏体中铬含量的多少，还取决于二次碳化物析出量多少。二次碳化物析出愈充分，奥氏体中铬含量愈低，则淬透性降低，冷却后以获得马氏体和少量残余奥氏体。高铬铸铁适宜的淬火温度选择应保证析出的二次碳化物量合适，即奥氏体溶有一定的碳及铬元素，获得足够的淬透性以使最多的奥氏体转变为马氏体，而马氏体碳含量又较高，残余奥氏体量尽可能减少。若析出量超过最合适量，会使马氏体碳含量降低，导致硬度降低。因此最佳淬火温度要充分考虑到铸铁的化学成分，以确保二次碳化物析出量最合适。
经回火的试样硬度有所下降。回火时组织中马氏体转变为回火马氏体或索氏体组织，二次碳化物连续析出。保温时，二次碳化物长大，部分马氏体分解，引起硬度下降。

第4章 结论
论文主要对KmTBCr15Mo的铸态组织及热处理后组织进行了研究，通过金相显微组织的比较和硬度值的测定，分析出现不同组织和硬度变化的原因及其在热处理过程中的转变原理及过程。得出结论如下：
（1）980°C×3h空冷淬火+220°C×3h回火的常规热处理得到的组织硬度最高，最耐磨。组织中得到了较多硬度很高的孪晶马氏体，分布均匀的二次碳化物，较少的残余奥氏体组织，是其高硬度的主要原因。
（2）1120°C×6h空冷淬火+220°C×3h回火的高温团球化处理得到的组织韧性最好，硬度较铸态时有所下降，但组织更加均匀和稳定，在冲击性要求不高、耐磨要求稍低的工作条件下可以使用。
（3）530°C×6h空冷淬火的亚临界热处理是最简便的热处理工艺，得到的组织硬度较铸态时稍有提高。组织更加稳定，出现了耐磨的马氏体基体和弥散分布的二次碳化物，是较理想的耐磨组织。并且，淬火后不需要回火工艺，简化了热处理工艺，缩短了加工周期，节约了成本。
（4）热处理过程中加热温度的选择应适当，在一定的热处理温度范围内，有一个最佳的加热温度，高于或低于此温度都会影响组织的转变，最终影响材料的性能。

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