對34CrNi3Mo鋼壓縮機葉輪進行了一系列不同的真空調質熱處理工藝試驗。結果表明，34CrNi3Mo鋼試樣經880℃氬氣淬+580～600℃回火后，其規(guī)定塑性延伸強度為794～850MPa、抗拉強度為926～967MPa、伸長率為14.6%～16.5%、斷面收縮率為35.7%～45.5%、沖擊吸收能量為39.4～44.1J，滿足了該葉輪力學性能的技術要求。

　　葉輪是離心壓縮機產品的核心部件，在產品運行過程中通過高速旋轉(可達10000r/min以上)對氣體做功，以提高氣體壓力滿足工業(yè)流程的需要，該類葉輪制造后的力學性能使用要求一般都較高。其中高壓離心壓縮機多是窄流道葉輪，常采用真空釬焊+真空熱處理的方法進行葉輪制造，因此葉輪真空熱處理的工藝參數(shù)是否合適對葉輪材料的力學性能影響較大，甚至會影響離心壓縮機機組的安全可靠運行。

　　某34CrNi3Mo鋼壓縮機葉輪真空熱處理后力學性能的技術要求指標為:規(guī)定塑性延伸強度Rp0.2≥780MPa、抗拉強度Rm≥850MPa、伸長率A≥12%、斷面收縮率Z≥35%、沖擊吸收能量KU2≥39J。本文作者對34CrNi3Mo鋼進行了一系列不同工藝參數(shù)的真空調質熱處理工藝試驗，確定了合適的工藝參數(shù)，最終滿足了該壓縮機葉輪力學性能的技術要求。

1、試驗材料及方法

　　1.1、試驗材料

　　本次試驗選用退火態(tài)34CrNi3Mo圓鋼(��200mm×600mm)，加工成尺寸為150mm×35mm×35mm的試驗件進行不同工藝參數(shù)的真空調質熱處理工藝試驗。利用GS1000型直讀光譜儀對試驗件進行材料化學成分分析，分析結果見表1。由表1可見，該試驗件的化學成分滿足JB/T6396—2006《大型合金結構鋼鍛件技術條件》對于34CrNi3Mo鋼的各項化學成分要求。

表1 試驗件的化學成分(質量分數(shù)，%)

　　1.2、試驗條件與方法

　　本次真空調質熱處理工藝試驗選用ZQL-200-1250型單室真空爐按以下內容要求進行。

　　1)真空淬火工藝參數(shù)

　　冷態(tài)抽真空至2×10^-2 Pa；以300℃/h速率加熱到880℃分別保持180、240min；保溫結束后立即填充高純氬氣體，氣體快速冷卻到65℃出爐。

　　2)真空回火工藝參數(shù)

　　冷態(tài)抽真空至2×10^-2 Pa；以360℃/h速率加熱到540、560、580、600、620℃保持120、270min；保溫結束后立即填充高純氬氣體，氣體快速冷卻到65℃出爐。

　　3)性能及顯微組織檢測

　　用布氏硬度計HBSD-3000，按GB/T231—2009《金屬材料布氏硬度試驗》規(guī)定檢測樣件布氏硬度；用微機控制電液伺服萬能試驗機4505D，按GB/T228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》規(guī)定檢測材料抗拉強度、規(guī)定塑性延伸強度、斷后伸長率和斷面收縮率；用數(shù)顯式沖擊試驗機JBS-300，按GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》規(guī)定檢測常溫沖擊吸收能量；用光學金相顯微鏡GX51，按GB/T13298—1991《金屬顯微組織檢驗方法》規(guī)定檢測顯微組織。

2、試驗結果及分析

　　2.1、淬火和回火工藝對材料性能的影響

　　1)保溫180min淬火

　　加熱880℃保持180min后進行淬火處理，再分別進行580、600℃回火，力學性能檢測結果(每種3件平均值)如表2所示。

表2 試驗件淬火后的力學性能(保溫180min)

　　從表2可見，在此條件下進行調質處理的試驗件力學性能都不滿足技術要求。580℃回火后強度、硬度指標都很高，但沖擊吸收能量較低(不足技術要求的一半)；在600℃回火后，沖擊吸收能量雖有提高但仍不符合技術要求，且在Rp0.2已經低于技術要求的情況下KU2仍偏低，結果呈現(xiàn)為Rp0.2、KU2都不合格。

　　這說明加熱880℃保持180min后淬火熱處理工藝參數(shù)不合適。

　　2)保溫240min淬火

　　加熱880℃保持240min后淬火處理，再分別進行540、560、580、600、620℃回火，力學性能檢測結果(每種3件平均值)如表3所示。

表3 試驗件淬火后的力學性能(保溫240min)

　　從表3可見，按照本試驗條件淬火處理再進行不同溫度回火后呈現(xiàn)出:隨著回火溫度的提高，強度、硬度指標都逐漸降低，塑、韌性指標都逐漸提高的現(xiàn)象；在580、600℃回火后各項力學性能指標都可滿足技術要求。

　　2.2、淬火和回火工藝對顯微組織的影響

　　1)保溫180min淬火

　　圖1為34CrNi3Mo鋼試驗件加熱880℃保持180min后淬火+600℃回火處理后試樣的顯微組織，呈現(xiàn)馬氏體+索氏體+點狀鐵素體組織，且組織不均勻，其中箭頭所示位置馬氏體發(fā)生晶粒融合，形成大塊狀組織，晶粒度大小約為2級，該顯微組織說明按照本工藝進行真空調質處理后，奧氏體轉變不充分甚至仍然存在鍛造組織，材料組織粗大說明淬火冷卻速度不夠，這是嚴重影響材料韌性的主要原因，必須采取措施使淬火過程中奧氏體轉變完成充分消除鍛造組織，并注意加大冷卻速度細化晶粒組織。

圖1 34CrNi3Mo鋼試樣經880℃×18min+600℃熱處理后的顯微組織

　　2)保溫240min淬火

　　圖2為加熱880℃保持240min后淬火，分別進行580、600℃回火后材料的顯微組織，主要呈現(xiàn)回火索氏體+馬氏體組織，組織均勻性較好，晶粒度約為5～6級。對比圖1與圖2可見，圖2所示材料整個組織更為均勻，馬氏體塊狀組織含量大幅下降，且未產生圖1試樣所示的晶粒融合現(xiàn)象。從而使材料韌性指標得到了一定程度的提升，整體性能也得到了一定程度的改善。

圖2 34CrNi3Mo鋼試樣880℃淬火后不同溫度回火的顯微組織

　　根據上述試驗結果，制訂了34CrNi3Mo鋼優(yōu)化的真空調質熱處理工藝為加熱880℃保持240min后立即填高純氬氣快速冷卻淬火再進行580～600℃回火。該工藝處理后材料的顯微組織主要呈現(xiàn)回火索氏體+馬氏體組織，組織均勻性較好，晶粒度約為5～6級，其各項力學性能指標都可滿足技術要求。

3、結論

　　1)34CrNi3Mo鋼在真空調質處理過程中必須確保奧氏體轉變完成充分，徹底消除鍛造組織，并注意加大冷卻速度細化晶粒組織，這是嚴重影響材料韌性好壞的主要原因。

　　2)34CrNi3Mo鋼在真空淬火后呈現(xiàn)出隨著回火溫度的提高，強度、硬度指標都逐漸降低，塑、韌性指標都逐漸提高的現(xiàn)象。

　　3)34CrNi3Mo鋼在加熱880℃保持240min后立即填高純氬氣體快速冷卻淬火再進行580～600℃回火的真空調質處理后，材料的顯微組織主要呈現(xiàn)回火索氏體+馬氏體組織，組織均勻性較好，晶粒度約為5～6級，各項力學性能指標都可滿足技術要求。