高速钢具有高的硬度、一定的塑韧性、高耐磨性以及良好的红硬性, 广泛应用于制作加工工业所使用的刀具, 也部分用于模具、轴承等有特殊要求的部件^[1-3]. 高速钢碳化物形成元素达到20%~30%, 在冷却速率缓慢的传统铸造过程中往往导致偏析严重, 粗大的共晶碳化物沿晶界分布, 大大降低了高速钢的塑韧性^[1,4], 必须施以大的热变形使碳化物破碎均匀分布, 但热变形过程中易于变形开裂.

粉末冶金能避免传统铸造高速钢凝固过程中产生的粗大一次碳化物, 提高高速钢的加工性能和综合力学性能^[5-7], 但其制造工艺复杂、工序繁琐, 大幅提高了粉末冶金高速钢的制造成本. 喷射成形工艺具有快速凝固的特点, 能有效抑制宏观偏析, 细化组织, 提高固溶度^[5,8-13], 在高合金钢制备方面具有较大的优势^[14-20]. Nb相对于V, 对C具有更强的亲和力, 高温下形成的NbC具有更高硬度和热稳定性, 能有效地细化组织, 提高材料的强韧性. 但随着Nb含量的提高, NbC过于粗大, 影响材料的最终性能. 喷射成形工艺的高冷速作用能抑制NbC的析出、长大, 因此, 基于喷射成形技术开发Nb含量较高的高速钢成为可能^[21]. 高速钢正常淬火温度下, NbC很难固溶进基体, 对二次硬化几乎不产生作用, 因此为获得足够的回火二次硬度, 必须维持一定量的固溶V. 本研究采用1%(质量分数, 下同)的Nb替代0.5%的V, 结合喷射成形工艺, 在不降低二次硬化能力的基础上, 优化组织, 提高材料的热稳定性和耐磨性.

1 实验方法

实验用M3和MN1高速钢的化学成分见表1. M2高速钢作为母合金, 采用中频感应加热炉感应加热重熔, 加入适量C, W, Mo, Cr, Fe-V和Fe-Nb, 在1520~1550 ℃保温10~15 min, 除渣后浇注到中间包, 浇注温度为1550 ℃, 中间包过热100 ℃, 钢液经N₂雾化后沉积在距雾化器450~500 mm的旋转氧化铝陶瓷基板上.

从沉积坯切取直径为60 mm的试样用于热加工, 在950~1150 ℃锻造成直径为16 mm的棒样. 分别从沉积坯和锻后棒样中切取试样用于组织观察和热处理. 经机械研磨、抛光和浸蚀后(浸蚀剂为8%硝酸酒精溶液), 采用SUPRA55型场发射扫描电子显微镜(SEM)和APD-10型X射线衍射仪(Cu靶K_a辐射, 工作电压40 kV, 步长0.02°, 扫描速度6°/min)观察其组织、形貌和分析相组成. 对退火态样品分别在1180和1220 ℃保温20 min后油淬处理, 回火温度为500~650 ℃, 回火3次, 每次1 h. 试样经研磨、抛光后采用HR-150D型洛氏硬度测试仪对硬度进行测试, 每个试样测量5个点取平均值. 未溶碳化物体积分数测算采用IPP软件, 每组样品采用30张1000倍SEM照片测算取平均值. 平均晶粒尺寸测量采用金相法, 选取15张500倍金相照片, 利用截线法统计取平均值. 透射电镜试样采用电解双喷制取, 电解液为10%高氯酸, 75%乙醇和15%丙三醇, 温度-10 ℃, 电流20 mA. 采用H-800和Tecnai F20透射电镜(TEM)在200 kV下观察.

在锻造态棒坯上制取5 mm×10 mm×55 mm无缺口试样, 利用JB-30B试验机进行冲击韧性测试; 制取5 mm×5 mm×50 mm试样, 在MTS Landmark实验机上进行弯曲强度测试. 选用商用ASP23钢用同样的热处理工艺进行对比实验, 退火后, 选用1020, 1060, 1100, 1140和1180 ℃ 5个淬火温度, 回火温度统一选取560 ℃. 为防止氧化脱碳, 用于力学性能测试试样均密封在充有Ar气的真空石英管中热处理.

2 实验结果与讨论

2.1 高速钢沉积态、铸造态组织与相组成

图1所示为沉积态M3 (图1a)与MN1 (图1b)组织的SEM像. 可见, 二者均为等轴晶组织, 平均晶粒尺寸分别为25和21 mm, 表明1%Nb能微弱地细化沉积态晶粒. 金属模铸造态M3为枝晶组织(图1c), 粗大的共晶M₂C团沿晶界分布(尺度达到40 mm), 不规则粗大块状MC相分布于枝晶末端, 表明喷射成形的高冷速作用能极大细化共晶组织, 提高组织均匀性. 沉积态M3组织中沿晶界分布着不规则块状MC和层片状M₂C (图1a). 而沉积态MN1中MC数量明显多于沉积态M3, 且形状趋于球形化, 大部分沿晶界分布, 少量分布于晶内, 其尺寸由沉积态M3中的5~10 mm减小到4~6 mm. 同时, 沿晶界分布的层片状M₂C数量减少, 表明Nb的引入, 能促使MC增加而降低M₂C片层数目, 一部分MC先于共晶反应于晶内析出, 且其尺寸和分布得到优化. 表2所示为沉积态M3和MN1中一次碳化物的EDS分析结果. 这说明, Nb的添加, 使得M3高速钢中富V的MC转变成V-Nb复合型MC, 且少部分的Nb取代V固溶进M₂C.

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图1   沉积态和铸造态试样的SEM像

Fig.1   SEM images of the as-deposited M3 (a) and MN1 (b), and as-cast M3 (c) steels

图2示出了沉积态M3和MN1的XRD谱. 可见, 沉积态组织均由a-Fe, g-Fe, M₂C和MC组成, MN1中MC峰向低角度方向偏移, 这是由于Nb的原子半径大于V, MC中部分V被Nb取代, 使得MC晶格常数增大; 同时, 沉积态MN1中存在少量的M₆C, 表明1%Nb的引入导致共晶M₂C开始转变成共晶M₆C. 这是由于Nb较V与C结合形成MC的能力更强, 消耗了大量的C, 从而降低剩余液相中C浓度, 抑制共晶反应, 使得层片状M₂C数目减少, 同时易于形成富含合金元素的M₆C. 研究^[22-25]表明, Nb的添加, 促使M₂C转变成M₆C. 沉积态MN1中MC部分V被Nb取代, 同时M₂C数目得到减少, 从而使得基体固溶更多W和Mo, 提高固溶度, 有利于耐磨性和热稳定性的提高.

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图2   沉积态M3和MN1钢的XRD谱

Fig.2   XRD spectra of as-deposited M3 and MN1 steels

2.2 Nb对高速钢淬火组织的影响

经1180和1220 ℃奥氏体化后淬火, 锻态高速钢组织由马氏体、残余奥氏体以及部分未溶碳化物组成(图3). 通过对比沉积态组织, 可以看到, 沿晶界分布的M₂C已经转变为颗粒状均匀分布的M₆C, 由于M₂C是亚稳相^[26-29], 在锻造之前的高温退火过程中即发生转变: M₂C+g →M₆C+MC, 生成较为稳定的M₆C与MC. 有研究^[26,27]表明喷射成形高速钢形成的M₂C较薄, 在1000 ℃以上很容易发生分解, 形成均匀分布的碳化物颗粒, 有利于奥氏体化过程中碳化物固溶, 为回火处理提供优异的组织基础.

含Nb的MC较为稳定, 弥散分布在晶界上, 能阻碍奥氏体化过程中的晶粒长大, 使得1220 ℃淬火后MN1晶粒尺寸明显小于M3. M3高速钢的平均晶粒尺寸由1180 ℃的9.5 mm攀升至26 mm; 而MN1高速钢平均晶粒尺寸仅为17.9 mm (1180 ℃为7.8 mm). 在高温奥氏体化过程中, 球化弥散的Nb-V复合MC分布于晶界, 相对于富V的MC, 显示出更强的热稳定性, 1220 ℃淬火过程中富V-MC明显聚集粗化, 而含Nb-MC仍呈均匀弥散的颗粒状分布, 能有效阻碍奥氏体化过程中晶粒的过分长大. 同时, M3高速钢中的M₆C在1220 ℃下明显过热, 特别是在“三叉晶界”处形成细长的尾状组织, 而MN1高速钢中M₆C过热不明显, 这与其化学成分有关, Nb合金化后, M₆C化学成分发生变化, 其W含量升高, Mo含量降低, 少量的Nb取代V, 导致其热稳定性增强.

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Fig.3   SEM images of the as-deformed M3 (a, c) and MN1 (b, d) HSSs after quenching at 1180 ℃ (a, b) and 1220 ℃ (c, d)

表3所示为1180和1220 ℃淬火后碳化物体积分数、残余奥氏体含量、a-Fe晶格常数以及淬火态硬度. 可知, 随着淬火温度升高, 对于同一种钢, 固溶进基体的碳化物、a-Fe晶格常数和残余奥氏体含量随之增加. 淬火温度为1180 ℃时, M3和MN1的a-Fe晶格常数分别为0.29043和0.29099 nm, 残余奥氏体含量分别为17.12%和21.56%, 淬火态硬度MN1略高于M3. 由于M_S (奥氏体转变成马氏体温度)随着固溶进g-Fe的C和合金元素的增加而降低, 1180 ℃淬火过程中, MN1固溶进基体的碳化物总体积分数高于M3, 其M_S温度降低, 残余奥氏体含量较高. 而MN1钢中未溶的MC却远高于M3, 表明固溶进基体的主要为含W和Mo的M₆C, 由于Nb的引入, 使得MC数量增多, 热稳定性增加, 在奥氏体化过程中难以固溶进基体, 导致固溶V含量降低. 而W和Mo原子大于Fe原子, 其固溶进基体引起的a-Fe晶格畸变强烈, 使得a-Fe晶格常数增加. 在残余奥氏体含量较低时, 淬火态硬度主要由马氏体的固溶强化决定, 因此MN1钢硬度略高于M3. 随着淬火温度升高, M3钢中M₆C碳化物大量固溶进基体, MC发生聚集粗化, 使得固溶进基体的W和Mo含量增加, V含量降低, a-Fe晶格常数和残余奥氏体含量随之增加, 淬火温度过高时, 残余奥氏体含量对硬度起主导作用, 表现为淬火态M3硬度低于MN1硬度.

2.3 高速钢回火过程的碳化物析出

高速钢淬火后, 经过500~600 ℃ 3次回火, 残余奥氏体逐渐消除, 大量细小弥散的纳米级碳化物沿着孪晶界或在片状马氏体内析出, 从而引起二次硬化. 有研究^[30,31]发现, 较低温度回火, 在马氏体内仍存在M₃C(渗碳体型), 呈长条状, 大多沿孪晶界分布, 长150~180 nm, 长径比为5~8, 而随着回火温度的升高, M₃C逐渐消失, 取而代之的是含Mo和V的M₂C和MC.

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图4   MN1和M3钢经580 ℃ 3次回火的TEM像和相应的SAED谱

Fig.4   TEM images of MN1 (a~d) and M3 (e, f) after tempering at 580 ℃ for three times (Insets in Figs.4a and e show corresponding SAED patterns)

图4所示为M3和MN1经580 ℃ 3次回火后的TEM像. 可见, MN1钢马氏体内存在大量弥散分布的长条状析出, 其尺寸为8~20 nm (图4a和b). Wang和Dunlop^[30]对高速钢回火析出相与a-Fe位向关系进行了研究, 认为M₂C析出呈长针状, 与a-Fe位向关系满足Pitsch-Schrader关系, 而MC沿着(100)_a面生长, 呈盘状, 与a-Fe符合Baker-Nutting关系. SAED (图4a右上插图)表征条状析出物为具有hcp结构的M₂C, 其中M₂C的 (112̅0)M2C平行于a-Fe的(200)_a, 可知, 其位向关系满足Pitsch-Schrader关系, 长条状M₂C沿着(100)_a惯习面析出. 图4c和d所示为HRTEM像, 可见马氏体高密度位错区存在针状M₂C析出和盘状MC析出, 尺寸分别为8~15 nm和4~6 nm, 厚度为1~2 nm. 而相同温度回火后的M3钢中, 并未发现这种大密度的M₂C针状析出, 这进一步证实了之前淬火组织的分析. 这表明1%Nb的引入, 使得更多W和Mo原子固溶进基体, 而固溶V含量相对M3钢减少, 导致回火过程中主要析出大量均匀弥散的M₂C. 图4e和f为M3钢经过580 ℃ 3次回火后的TEM像. 可见大量细小弥散的颗粒盘状析出分布在基体(如图4f中的方框所示), 直径为5~8 nm, 厚度为1~2 nm, SAED分析为具有fcc结构的MC, 其中(100)_MC //(100)_a, 与a-Fe位向满足Baker-Nutting关系, 与文献[30~34]报道的回火析出碳化物尺寸比较(回火峰值附近MC和M₂C尺寸分别为3~5 nm和5~10 nm), 表明经580 ℃回火, 析出的细小碳化物相并未发生明显长大.

2.4 Nb对高速钢性能的影响

图5a所示为M3钢和MN1钢1180 ℃淬火后的回火硬度曲线. 可见, M3和MN1钢回火硬度峰值均出现在560 ℃, 超过峰值后, MN1钢回火硬度低于M3钢. 如2.3节分析, 1%Nb的添加, 使得更多W和Mo进入基体, 由于大量未溶含Nb-MC的存在, 使其固溶的V含量降低, 导致回火析出大量含Mo的M₂C, 其强化效果和热稳定不如富V的MC, 在较高温度回火时, 容易聚集长大, 使其强化效果降低. 图5b~d分别为MN1钢与商用ASP23 (其化学成分与M3钢相当)在不同淬火温度下的硬度、弯曲强度以及冲击功. 随着淬火温度的提高, 高速钢基体内合金元素固溶度提高, 回火后硬度也相应提高. MN1钢与 ASP23钢变化趋势相同, 由于喷射成形高速钢组织均匀, Nb的合金化作用使基体内固溶的合金元素多, 使得在同样热处理制度下MN1钢硬度相对ASP23高1~2 HRC (图5b). 从图5c可看出, 高速钢经淬火-回火调质处理后, 喷射成形MN1钢强度要高于ASP23, 与硬度曲线一致, 在1140 ℃淬火, 560 ℃回火条件下, MN1和ASP23钢弯曲强度分别为3360和2750 MPa, 表明喷射成形含Nb高速钢的硬度和强度要优于真空烧结粉末高速钢. 材料硬度的提高一般意味着韧性的下降, 从图5d可看出, 随着硬度提高, MN1和ASP23的冲击功随之降低, 但是在同一硬度下, ASP23钢冲击韧性要略高于MN1钢, MN1钢在硬度为64.3 HRC时, 冲击功为13 J, 略低于ASP23钢, 这是由于MN1中硬质MC碳化物含量较高, 在冲击过程中易于产生应力集中, 韧性稍差.

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图5   M3, MN1钢和ASP23的力学性能曲线

Fig.5   Curves of mechanical properties of M3, MN1 and ASP23 steels

图6是MN1和ASP23经过1180 ℃淬火, 560 ℃回火, 冲击后的断口形貌. 从宏观上来, 看高速钢冲击断裂是脆性断裂, 但是局部区域也存在韧窝, 表明发生过塑性变形, 出现明显的撕裂棱, 而碳化物与基体的脱粘以及颗粒的解理断裂是材料的主要失效方式. MN1钢中硬质相更多, 在变形过程中更容易产生应力集中, 颗粒的解理断裂与脱粘更为明显, 其韧性相对ASP23要小.

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图6   MN1和APS23室温冲击断口形貌

Fig.6   Impact fracture morphologies of MN1 (a) and ASP23 (b)

3 结论

(1) 通过引入1%Nb替代V, 采用喷射成形工艺, 能有效球形化MC, 使其数量增加, 分布更为均匀. Nb主要参与形成MC, 在共晶反应前即已析出, 消耗大量C, 使得共晶M₂C减少, 并开始向共晶M₆C转变.

(2) 含Nb的MC比富V的MC更稳定, 大量分布于晶界, 能有效阻碍奥氏体化过程中晶粒长大. MN1钢中存在大量难溶的含Nb-MC, 使得固溶进基体的V减少, 而W和Mo增加, 其在回火过程中, 析出大量均匀弥散、与基体共格的M₂C; 而M3钢回火过程中析出的主要为与基体共格且热稳定性更高的MC.

(3) 相同热处理制度下, MN1钢硬度和弯曲强度均高于真空烧结粉末高速钢ASP23, 而冲击韧性略低, MN1钢在硬度为64.3 HRC时, 冲击功为13 J, 在淬火温度为1140 ℃, 回火温度560 ℃时, 弯曲强度为3360 MPa, 高于粉末冶金高速钢的2750 MPa.

参考文献

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