喷射成形M3型高速钢碳化物组织特征与加热过程演化

D0I:10.13374.issn1001-053x.2012.07.017 第34卷第7期 北京科技大学学报 Vol.34 No.7 2012年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jul.2012 喷射成形M3型高速钢碳化物组织特征与加热过程 演化 于一鹏” 黄进峰”崔华)张济山》区 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:zhangis@skl.usth.edu.cn 摘要采用常规铸造和喷射成形工艺分别制备了M3型高速钢铸坯和沉积坯.利用扫描电子显微镜、X射线能谱和X射线 衍射等分析方法对冷却速度对合金的显微组织的影响，加热温度对M3高速钢中M,C共晶碳化物分解行为的影响，以及热加 工变形后铸态和沉积态组织的变化进行了研究.结果表明：铸态合金含有粗大的一次枝品和M,C共品碳化物，而喷射成形沉 积坯主要为等轴晶且碳化物细小均匀：冷却速度的提高极大地抑制了碳化物的析出和晶粒长大：加热温度的提高有利于M,C 共晶碳化物分解，过高的温度使得分解后的MC长大，不利于合金性能的提高：沉积坯经恰当的预热处理和热变形可以获得 理想的变形组织 关键词工具钢：喷射成形：碳化物；热处理：显微组织：分解 分类号TG142.45 Microstructural characterization of carbides in spray-formed M3 high speed steel and its evolution during heating process YU Yi-peng",HUANG Jin-feng",CUI Hud?),ZHANG Ji-shan 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhangjs@skl.ustb.cdu.cn ABSTRACT As-east and as-spray formed billets of M3 high speed steel were produced through traditional casting and spray forming, respectively.The effect of cooling rate on the microstructures of the cast and spray-formed steels,the relation of heating temperature to the decomposition of MC eutectic carbide,and the microstructural evolution of the cast and spray-formed steels after hot working were studied using scanning electron microscopy (SEM),energy dispersive X-ray analysis (EDXA),and X-ray diffraction analysis (XRD).The as-east structure contains coarse primary dendrites and MC eutectic carbide,but the spray-formed one consists of equi- axed grains and fine carbides.High cooling rate can suppress the carbide precipitation and grain growth.Elevated temperatures are favorable to the decomposition of MC eutectic carbide,but an exorbitant temperature results in the growth of MC carbide,which will cause the properties of the steel to deteriorate.A desired deformation microstructure of the spray-formed steel can be obtained by appro- priate preheating and hot deformation. KEY WORDS tool steel:spray forming:carbides;heat treatment:microstructure:decomposition 自20世纪70年代喷射成形技术问世以来，其 韧性日.利用喷射成形技术部分替代粉末冶金制备 冷速快、近终形、工序短和成本低等诸多优点吸引众 高性能材料，尤其是工模具钢方面进行了大量 多研究者加入喷射成形技术开发与应用中).由于 研究B-习 冷速快，喷射成形技术极大地抑制了材料凝固过程 高速钢以碳和合金元素含量高为主要特点.合 中的宏观偏析，细化组织，提高固溶度，提高材料强 金元素质量分数在20%~30%.碳化物主要有两种 收稿日期：201107-12 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2011CB606303)

第 34 卷 第 7 期 2012 年 7 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 7 Jul． 2012 喷射成形 M3 型高速钢碳化物组织特征与加热过程 演化 于一鹏1) 黄进峰1) 崔 华2) 张济山1) 1) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: zhangjs@ skl． ustb． edu． cn 摘 要 采用常规铸造和喷射成形工艺分别制备了 M3 型高速钢铸坯和沉积坯． 利用扫描电子显微镜、X 射线能谱和 X 射线 衍射等分析方法对冷却速度对合金的显微组织的影响，加热温度对 M3 高速钢中 M2C 共晶碳化物分解行为的影响，以及热加 工变形后铸态和沉积态组织的变化进行了研究． 结果表明: 铸态合金含有粗大的一次枝晶和 M2C 共晶碳化物，而喷射成形沉 积坯主要为等轴晶且碳化物细小均匀; 冷却速度的提高极大地抑制了碳化物的析出和晶粒长大; 加热温度的提高有利于 M2C 共晶碳化物分解，过高的温度使得分解后的 M6C 长大，不利于合金性能的提高; 沉积坯经恰当的预热处理和热变形可以获得 理想的变形组织． 关键词 工具钢; 喷射成形; 碳化物; 热处理; 显微组织; 分解 分类号 TG142. 45 Microstructural characterization of carbides in spray-formed M3 high speed steel and its evolution during heating process YU Yi-peng1) ，HUANG Jin-feng1) ，CUI Hua2) ，ZHANG Ji-shan1) 1) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: zhangjs@ skl． ustb． edu． cn ABSTRACT As-cast and as-spray formed billets of M3 high speed steel were produced through traditional casting and spray forming， respectively． The effect of cooling rate on the microstructures of the cast and spray-formed steels，the relation of heating temperature to the decomposition of M2C eutectic carbide，and the microstructural evolution of the cast and spray-formed steels after hot working were studied using scanning electron microscopy ( SEM) ，energy dispersive X-ray analysis ( EDXA) ，and X-ray diffraction analysis ( XRD) ． The as-cast structure contains coarse primary dendrites and M2C eutectic carbide，but the spray-formed one consists of equi￾axed grains and fine carbides． High cooling rate can suppress the carbide precipitation and grain growth． Elevated temperatures are favorable to the decomposition of M2C eutectic carbide，but an exorbitant temperature results in the growth of M6C carbide，which will cause the properties of the steel to deteriorate． A desired deformation microstructure of the spray-formed steel can be obtained by appro￾priate preheating and hot deformation． KEY WORDS tool steel; spray forming; carbides; heat treatment; microstructure; decomposition 收稿日期: 2011--07--12 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2011CB606303) 自 20 世纪 70 年代喷射成形技术问世以来，其 冷速快、近终形、工序短和成本低等诸多优点吸引众 多研究者加入喷射成形技术开发与应用中［1］． 由于 冷速快，喷射成形技术极大地抑制了材料凝固过程 中的宏观偏析，细化组织，提高固溶度，提高材料强 韧性［2］． 利用喷射成形技术部分替代粉末冶金制备 高性 能 材 料，尤其是工模具钢方面进行了大量 研究［3--7］． 高速钢以碳和合金元素含量高为主要特点． 合 金元素质量分数在 20% ～ 30% ． 碳化物主要有两种 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.07.017

·794· 北京科技大学学报 第34卷 作用：(1)在高温奥氏体化阶段溶入基体，回火过程 较为广泛，因此本文采用喷射成形和普通铸造两 中弥散析出，提高基体强度：(2)均匀分布在基体 种工艺方式分别制备M3高速钢，并通过后续的 上，提高材料的硬度和耐磨性.传统铸造方式冷速 热变形和热处理，研究了不同工艺对M3高速钢 慢、凝固时间长，制备高速钢所得碳化物粗大：为了 组织性能的影响 减小对材料塑韧性的不利影响，往往需要高温大变 1 实验材料及方法 形来破碎共晶碳化物，对设备要求较高，成本也大 喷射成形技术的出现充分解决了这一难题，其冷速 实验材料为常用3型粉末高速钢，经化学分 快，偏析小，碳化物细小，经小变形热加工即可达到 析，其化学成分见表1.用珍珠岩除渣剂覆盖合金母 碳化物破碎并均匀分布的目的. 料，在大气环境下中频感应加热重熔，保温适当时 高速钢通常含有质量分数1%~2%的V,用 间，浇注到中间包，浇注温度约为1550℃，中间包过 以保证回火时得到足够的二次硬化硬度.由于 热约100℃.钢液由氮气雾化，采用主副二级、环孔 VC析出温度高，在缓慢的冷却过程中易于长大， 式雾化喷嘴，气液质量比约为0.5：1.液滴飞行距离 降低材料的塑韧性，同时也降低材料的二次硬化 400mm,过冷液滴沉积在旋转的氧化铝陶瓷基板， 能力.因此，V质量分数超过2%则难以用普通 最终形成一个直径约120mm、高约150mm的沉积 铸造的方式制备，一般采用粉末冶金的方式制 坯.中间包剩余钢液缓冷，得到直径140mm、高约 备.M3是常用的粉末治金牌号，在实际应用中 160mm的铸坯 表1实验材料的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental steel C W Mo Cr Si Mn N Fe 1.09 6.35 5.02 4.13 2.91 0.30 0.27 0.0025 余量 在铸造合金和喷射沉积合金上分别切取金相观 尺寸也极大地减小，共晶碳化物团的尺寸一般小于 察用试样、热处理用试样和热加工试样.金相和热 10m,如图1(b)所示.图1(c)为尺寸较大(100~ 处理试样尺寸均为10mm×10mm×10mm;热加工 200um)过喷粉的扫描电镜形貌.随着冷却速度的 试样为38mm棒料，锻打成20mm棒坯，始锻温 增加，碳化物的析出得到抑制，一次枝晶的尺寸小于 度不低于1050℃，终锻温度不低于950℃.为防止 10m,M,C碳化物片层厚度为亚微米级，晶粒内部 热处理过程中高速钢的氧化脱碳，所有热处理样品 为马氏体，晶界分布着残余奥氏体和M2C碳化物共 均封入真空石英管，并充入氩气，在保护气氛下进行 晶组织.如图1(d)所示，随着冷却速度的进一步提 热处理.金相试样经砂纸磨光、抛光、5%硝酸酒精 高，细过喷粉颗粒内部碳化物的析出进一步得到抑 侵蚀和抛光，利用ZEISS SUPRA55场发射扫描电子 制，看不到明显的碳化物网络，晶粒尺寸也进一步降 显微镜和PHILIPSAPD-IOX射线衍射仪(CuK.)对 低，最大为2~3m.综上可以看出，冷却速度对材 其组织和相组成进行分析，并对过喷粉颗粒（喷射 料的显微组织有着显著影响. 过程中没有沉积到接收基板的粉末颗粒)的显微组 图2的X射线衍射谱显示，铸态、沉积态和过 织进行观察.用阿基米德排水法测试沉积坯不同部 喷粉中的相组成一致，均由M,C、MC、a(δ)和y相 位致密度，沉积坯中心部位致密度超过99%，底部 组成.其中铸态组织的M2C含量最多，Y相含量最 及靠近表面部位致密度大于97%. 少；过喷粉中碳化物的峰强相对铸态要小很多，证明 其碳化物含量少，而γ相峰强较高，含量较多.综上 2结果与讨论 所述，随着冷却速度的增加，凝固过程中碳化物的析 2.1冷却速度对高速钢凝固组织的影响 出得到抑制，M3高速钢组织中碳化物含量减小，奥 M3高速钢的铸态组织是典型的莱氏体共晶组 氏体中合金元素含量增加，Ms(马氏体转变开始)温 织，粗大共晶碳化物分布在枝晶间，一次枝晶尺寸最 度降低，因而残余奥氏体的含量趋于增多) 大达到毫米级，如图1(a)所示，粗大的共晶组织给 2.2喷射成形沉积坯的显微组织及碳化物热分解 后续的热变形加工带来困难，也大幅降低材料的塑 2.2.1沉积坯的显微组织及相形成分析 韧性，恶化材料综合性能.喷射成形冷速快，大幅抑 沉积坯试样X射线衍射分析表明，其相组成为 制枝晶生长，组织主要为等轴晶组织，共晶碳化物的 M2C、MC、a和Y.结合扫描电镜分析，如图3(a)所

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 作用: ( 1) 在高温奥氏体化阶段溶入基体，回火过程 中弥散析出，提高基体强度; ( 2) 均匀分布在基体 上，提高材料的硬度和耐磨性． 传统铸造方式冷速 慢、凝固时间长，制备高速钢所得碳化物粗大; 为了 减小对材料塑韧性的不利影响，往往需要高温大变 形来破碎共晶碳化物，对设备要求较高，成本也大． 喷射成形技术的出现充分解决了这一难题，其冷速 快，偏析小，碳化物细小，经小变形热加工即可达到 碳化物破碎并均匀分布的目的． 高速钢通常含有质量分数 1% ～ 2% 的 V，用 以保证回火时得到足够的二次硬化硬度． 由 于 VC 析出温度高，在缓慢的冷却过程中易于长大， 降低材料的塑韧性，同时也降低材料的二次硬化 能力． 因此，V 质 量 分 数 超 过 2% 则 难 以 用 普 通 铸造的 方 式 制 备，一般采用粉末冶金的方式制 备． M3 是常用的粉末冶金牌号，在 实 际 应 用 中 较为广泛，因此本文采用喷射成形和普通铸造两 种工艺方式分别制备 M3 高速钢，并通过后续的 热变形和热处理，研究了不同工艺对 M3 高速钢 组织性能的影响． 1 实验材料及方法 实验材料为常用 M3 型粉末高速钢，经化学分 析，其化学成分见表 1． 用珍珠岩除渣剂覆盖合金母 料，在大气环境下中频感应加热重熔，保温适当时 间，浇注到中间包，浇注温度约为 1 550 ℃，中间包过 热约 100 ℃ ． 钢液由氮气雾化，采用主副二级、环孔 式雾化喷嘴，气液质量比约为 0. 5∶ 1． 液滴飞行距离 400 mm，过冷液滴沉积在旋转的氧化铝陶瓷基板， 最终形成一个直径约 120 mm、高约 150 mm 的沉积 坯． 中间包剩余钢液缓冷，得到直径 140 mm、高约 160 mm 的铸坯． 表 1 实验材料的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steel % C W Mo Cr V Si Mn N Fe 1. 09 6. 35 5. 02 4. 13 2. 91 0. 30 0. 27 0. 002 5 余量 在铸造合金和喷射沉积合金上分别切取金相观 察用试样、热处理用试样和热加工试样． 金相和热 处理试样尺寸均为 10 mm × 10 mm × 10 mm; 热加工 试样为 38 mm 棒料，锻打成 20 mm 棒坯，始锻温 度不低于 1 050 ℃，终锻温度不低于 950 ℃ ． 为防止 热处理过程中高速钢的氧化脱碳，所有热处理样品 均封入真空石英管，并充入氩气，在保护气氛下进行 热处理． 金相试样经砂纸磨光、抛光、5% 硝酸酒精 侵蚀和抛光，利用 ZEISS SUPRA 55 场发射扫描电子 显微镜和 PHILIPSAPD--10X 射线衍射仪( Cu Kα ) 对 其组织和相组成进行分析，并对过喷粉颗粒( 喷射 过程中没有沉积到接收基板的粉末颗粒) 的显微组 织进行观察． 用阿基米德排水法测试沉积坯不同部 位致密度，沉积坯中心部位致密度超过 99% ，底部 及靠近表面部位致密度大于 97% ． 2 结果与讨论 2. 1 冷却速度对高速钢凝固组织的影响 M3 高速钢的铸态组织是典型的莱氏体共晶组 织，粗大共晶碳化物分布在枝晶间，一次枝晶尺寸最 大达到毫米级，如图 1( a) 所示，粗大的共晶组织给 后续的热变形加工带来困难，也大幅降低材料的塑 韧性，恶化材料综合性能． 喷射成形冷速快，大幅抑 制枝晶生长，组织主要为等轴晶组织，共晶碳化物的 尺寸也极大地减小，共晶碳化物团的尺寸一般小于 10 μm，如图 1( b) 所示． 图 1( c) 为尺寸较大( 100 ～ 200 μm) 过喷粉的扫描电镜形貌． 随着冷却速度的 增加，碳化物的析出得到抑制，一次枝晶的尺寸小于 10 μm，M2C 碳化物片层厚度为亚微米级，晶粒内部 为马氏体，晶界分布着残余奥氏体和 M2C 碳化物共 晶组织． 如图 1( d) 所示，随着冷却速度的进一步提 高，细过喷粉颗粒内部碳化物的析出进一步得到抑 制，看不到明显的碳化物网络，晶粒尺寸也进一步降 低，最大为 2 ～ 3 μm． 综上可以看出，冷却速度对材 料的显微组织有着显著影响． 图 2 的 X 射线衍射谱显示，铸态、沉积态和过 喷粉中的相组成一致，均由 M2 C、MC、α( δ) 和 γ 相 组成． 其中铸态组织的 M2C 含量最多，γ 相含量最 少; 过喷粉中碳化物的峰强相对铸态要小很多，证明 其碳化物含量少，而 γ 相峰强较高，含量较多． 综上 所述，随着冷却速度的增加，凝固过程中碳化物的析 出得到抑制，M3 高速钢组织中碳化物含量减小，奥 氏体中合金元素含量增加，Ms( 马氏体转变开始) 温 度降低，因而残余奥氏体的含量趋于增多［8--9］． 2. 2 喷射成形沉积坯的显微组织及碳化物热分解 2. 2. 1 沉积坯的显微组织及相形成分析 沉积坯试样 X 射线衍射分析表明，其相组成为 M2C、MC、α 和 γ． 结合扫描电镜分析，如图 3( a) 所 ·794·

第7期 于一鹏等：喷射成形M3型高速钢碳化物组织特征与加热过程演化 ·795· 100m 100m I004m 100m 图1M3型高速钢显微组织.(a)铸态；(b)沉积态：(c)过喷粉（粗）：(d)过喷粉（细） Fig.1 Microstructures of M3 high speed steel:(a)as-cast:(b)as-spay formed:(c)over-sprayed powder (coarse):(d)over-sprayed powder (fine) 的降低，液相与8相发生包晶反应，由于冷速快，这 *MC 一包晶转变过程不完全，在沉积态组织中保留了一 。a ·Y 定量的高温δ相：最终剩余的含有大量合金元素的 MC 残余液相在晶界附近发生共晶反应生成片层状或者 短棒状的M,C碳化物和y共晶，短棒状M,C碳化物 形成原因是冷速加快，共晶碳化物和奥氏体相生长 速度差异缩小，为保持领先生长相地位，M2C碳化 b 物通过弯曲、枝化，不断改变生长方向，抑制奥氏体 50 80 相快速生长，从而使M,C共晶碳化物形态由片层状 26) 变为棒状@.MC析出温度范围较大，几乎贯穿整 图2M3高速钢的X射线衍射图谱.(a)铸态：(b)沉积态 个凝固过程，其在晶粒内部和晶界上均有分布，主要 (c)过喷粉 为球形或近球形 Fig.2 XRD patterns of M3 high speed steel:(a)as-cast,(b)as- spay formed:(c)over-prayed powders 2.2.2M,C碳化物的分解 沉积坯试样在1080℃保温60min,片层厚度亚 示，M2C主要为片层状（图中A位置）和短棒状（图 微米级的M2C碳化物发生分解、断裂和球化，如 中B位置)：由于MC析出温度范围较大，其在晶粒 图3(b)和(d)所示.图3(c)X射线衍射谱中(B) 内部和晶界上均有分布，喷射成形冷速快，抑制其长 是沉积态，(A)是分解后X射线衍射图谱.结果表 大，尺寸在2~3m,成球形或近球形（图中C和 明，热处理后沉积坯试样中M,C碳化物完全转化成 D):α由少量高温残留（晶粒心部）的8相（图中E) M,C和MC碳化物. 和马氏体组成；残余Y相主要存在与M,C共晶的晶 图4显示了铸态M3高速钢组织中M,C碳化物 界部位，其碳含量高，稳定性好，凝固过程中未完全 加热分解后的形貌.铸态M3高速钢在1100℃保温 转变成马氏体. 1h,M,C碳化物发生分解.片层较薄的M,C碳化物 在本实验中，钢的碳质量分数小于1.2%，在喷 完全分解如图4中C所示；而片层较厚的M2C碳化 射沉积凝固过程中，首先从液相析出8相：随着温度 物分解不完全，如图4中B所示.亚稳态的M2C碳

第 7 期 于一鹏等: 喷射成形 M3 型高速钢碳化物组织特征与加热过程演化 图 1 M3 型高速钢显微组织． ( a) 铸态; ( b) 沉积态; ( c) 过喷粉( 粗) ; ( d) 过喷粉( 细) Fig． 1 Microstructures of M3 high speed steel: ( a) as-cast; ( b) as-spay formed; ( c) over-sprayed powder ( coarse) ; ( d) over-sprayed powder ( fine) 图 2 M3 高速钢的 X 射线衍射图谱． ( a) 铸态; ( b) 沉积态; ( c) 过喷粉 Fig． 2 XRD patterns of M3 high speed steel: ( a) as-cast，( b) as￾spay formed; ( c) over-sprayed powders 示，M2C 主要为片层状( 图中 A 位置) 和短棒状( 图 中 B 位置) ; 由于 MC 析出温度范围较大，其在晶粒 内部和晶界上均有分布，喷射成形冷速快，抑制其长 大，尺寸在 2 ～ 3 μm，成球形或近球形( 图中 C 和 D) ; α 由少量高温残留( 晶粒心部) 的 δ 相( 图中 E) 和马氏体组成; 残余 γ 相主要存在与 M2C 共晶的晶 界部位，其碳含量高，稳定性好，凝固过程中未完全 转变成马氏体． 在本实验中，钢的碳质量分数小于 1. 2% ，在喷 射沉积凝固过程中，首先从液相析出 δ 相; 随着温度 的降低，液相与 δ 相发生包晶反应，由于冷速快，这 一包晶转变过程不完全，在沉积态组织中保留了一 定量的高温 δ 相; 最终剩余的含有大量合金元素的 残余液相在晶界附近发生共晶反应生成片层状或者 短棒状的 M2C 碳化物和 γ 共晶，短棒状 M2C 碳化物 形成原因是冷速加快，共晶碳化物和奥氏体相生长 速度差异缩小，为保持领先生长相地位，M2 C 碳化 物通过弯曲、枝化，不断改变生长方向，抑制奥氏体 相快速生长，从而使 M2C 共晶碳化物形态由片层状 变为棒状［10］． MC 析出温度范围较大，几乎贯穿整 个凝固过程，其在晶粒内部和晶界上均有分布，主要 为球形或近球形． 2. 2. 2 M2C 碳化物的分解 沉积坯试样在 1 080 ℃保温 60 min，片层厚度亚 微米级的 M2 C 碳化物发生分解、断裂和球化，如 图 3( b) 和( d) 所示． 图 3( c) X 射线衍射谱中( B) 是沉积态，( A) 是分解后 X 射线衍射图谱． 结果表 明，热处理后沉积坯试样中 M2C 碳化物完全转化成 M6C 和 MC 碳化物． 图 4 显示了铸态 M3 高速钢组织中 M2C 碳化物 加热分解后的形貌． 铸态 M3 高速钢在 1 100 ℃保温 1 h，M2C 碳化物发生分解． 片层较薄的 M2C 碳化物 完全分解如图 4 中 C 所示; 而片层较厚的 M2C 碳化 物分解不完全，如图 4 中 B 所示． 亚稳态的 M2C 碳 ·795·

·796· 北京科技大学学报 第34卷 20m 20m (c) ·MC .MC M.C ·议 (A) 40 60 10m 2) 图3喷射成形MB高速钢组织加热演变：()沉积态：(b)分解后：()X射线衍射图谱：(d)为(b)中白色方框部位的放大图 Fig.3 Microstructure evolution of spray-formed M3 high speed steel:(a)as-spray formed:(b)decomposed:(e)XRD pattems:(d)magnification of white box parts in Fig.(b) 化物在高温分解过程类似包晶转变，奥氏体中的Fe 元素在M2C1y相界面与M,C发生如下反应1-： M2C+Fe→MC+MC. (1) M,C中钒含量远高于M,C,因此随着反应的进 行，MC(以钒为主要元素)的碳化物在M。C内部形 核并长大，一旦M,C片层表面分解完毕，反应 的继续进行就依靠Fe元素穿过M。C扩散到M,C/ M,C界面.M,C共晶碳化物的分解主要受原子的扩 散所控制，因此在相同的温度相同的保温时间 图4铸态M3高速钢1100℃保温1h的微观组织 下，M,C片层厚度是决定反应完成程度的主要因 Fig.4 Microstructures of cast M3 high speed steel after a heat treat- 素，喷射沉积态的M,C片层较薄，原子扩散距离近， ment for1hat1100℃ 因而在加热保温过程中比铸态组织更容易分解山 图4中片层较薄的C位置反应完全而较厚的则只 控制，加热温度越高，原子的扩散能力越强.图5 有部分分解，心部B未分解依然是M,C,箭头A所 中，左列为铸造高速钢的高温分解后形貌，右列为喷 指为完全分解部位，A与B之间有明显的相界面. 射成形高速钢高温分解后形貌.1080℃保温1h,铸 A与B的X射线能谱分析同样表明，A为M,C碳 态组织中M,C碳化物发生分解，但不完全，少量粗 化物（化学成分（质量分数）为：W,10.89%;Mo, 大M,C碳化物心部依然未分解（图5(a)):而沉积 22.25%;Cr,7.34%;V;7.61%;Fe,51.91%),而B 态M2C片层薄，则分解完全，碳化物板条不再平直， 依然是MC碳化物（化学成分（质量分数）为：W, 有颈缩现象（图5(b)).1120℃保温1h,铸态M2C 17.02%:Mo,32.71%:Cr,12.82%;V:29.23%;Fe, 基本分解完全，MC数量也有明显增加（图5(c)); 8.22%). 沉积态中M,C碳化物颈缩更加明显，碳化物变成短 2.2.3加热温度对M,C碳化物分解的影响 棒状（图5(d)).在更高的温度1160℃保温1h,铸 M,C共晶碳化物的分解主要受原子的扩散所 态共晶碳化物断裂，组织明显粗化，由长条状变为短

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 3 喷射成形 M3 高速钢组织加热演变: ( a) 沉积态; ( b) 分解后; ( c) X 射线衍射图谱; ( d) 为( b) 中白色方框部位的放大图 Fig． 3 Microstructure evolution of spray-formed M3 high speed steel: ( a) as-spray formed; ( b) decomposed; ( c) XRD patterns; ( d) magnification of white box parts in Fig． ( b) 化物在高温分解过程类似包晶转变，奥氏体中的 Fe 元素在 M2C /γ 相界面与 M2C 发生如下反应［11--12］: M2C + Fe→M6C + MC． ( 1) M2C 中钒含量远高于 M6C，因此随着反应的进 行，MC( 以钒为主要元素) 的碳化物在 M6 C 内部形 核并长大［13--14］，一旦 M2C 片层表面分解完毕，反应 的继续进行就依靠 Fe 元素穿过 M6 C 扩散到 M2 C / M6C 界面． M2C 共晶碳化物的分解主要受原子的扩 散所控制［15］，因此在相同的温度相同的保温时间 下，M2C 片层厚度是决定反应完成程度的主要因 素，喷射沉积态的 M2C 片层较薄，原子扩散距离近， 因而在加热保温过程中比铸态组织更容易分解［11］． 图 4 中片层较薄的 C 位置反应完全而较厚的则只 有部分分解，心部 B 未分解依然是 M2C，箭头 A 所 指为完全分解部位，A 与 B 之间有明显的相界面． A 与 B 的 X 射线能谱分析同样表明，A 为 M6 C 碳 化物( 化学成分( 质量分 数) 为: W，10. 89% ; Mo， 22. 25% ; Cr，7. 34% ; V; 7. 61% ; Fe，51. 91% ) ，而 B 依然是 M2C 碳化物( 化学成分( 质量分数) 为: W， 17. 02% ; Mo，32. 71% ; Cr，12. 82% ; V; 29. 23% ; Fe， 8. 22% ) ． 2. 2. 3 加热温度对 M2C 碳化物分解的影响 M2C 共晶碳化物的分解主要受原子的扩散所 图 4 铸态 M3 高速钢 1 100 ℃保温 1 h 的微观组织 Fig． 4 Microstructures of cast M3 high speed steel after a heat treat￾ment for 1 h at 1 100 ℃ 控制，加热温度越高，原子的扩散能力越强． 图 5 中，左列为铸造高速钢的高温分解后形貌，右列为喷 射成形高速钢高温分解后形貌． 1 080 ℃保温 1 h，铸 态组织中 M2 C 碳化物发生分解，但不完全，少量粗 大 M2C 碳化物心部依然未分解( 图 5( a) ) ; 而沉积 态 M2C 片层薄，则分解完全，碳化物板条不再平直， 有颈缩现象( 图 5( b) ) ． 1 120 ℃ 保温 1 h，铸态 M2C 基本分解完全，MC 数量也有明显增加( 图 5( c) ) ; 沉积态中 M6C 碳化物颈缩更加明显，碳化物变成短 棒状( 图 5( d) ) ． 在更高的温度 1 160 ℃保温 1 h，铸 态共晶碳化物断裂，组织明显粗化，由长条状变为短 ·796·

第7期 于一鹏等：喷射成形M3型高速钢碳化物组织特征与加热过程演化 ·797· a 铸造高速钢 喷射成形高速钢 10m 10m 10m 10m e 10m 10m 10m 图5不同温度下保温1h后MB高速钢中M2C碳化物的形貌.(a),(b)1080℃：(c),(d)1120℃：(e),(01160℃：(g),(h)1200℃ Fig.5 Microstructures of M,C cutectic carbide in M3 high speed steel after a heat treatment for I h at different temperatures:(a),(b)1080 C: (c),(d)1120℃：(e),(01160℃：(g),(h)1200℃ 棒状，MC也开始长大到微米级（图5(e));沉积态 分解，再施以热变形，使得碳化物分布更加均匀.在 的碳化物则主要变成球形和椭球形（图5(）).当 锻打之前，锻坯1160℃保温40min,使M,C分解，锻 保温温度达到1200℃，铸态组织严重粗化，粗大的 比3.7：1.0.铸态和沉积态合金经锻造后缓冷组织 M,C尺寸超过10um,由M2C分解产生的MC尺寸 如图6所示.可以看出：在同样的小锻比情况下，铸 也达到3~5μm(图5(g)):而沉积态碳化物尺寸依 态合金组织锻造后一次碳化物破碎效果不理想，组 然保持在较小的水平(3~5um),同时形状更加规 织依然粗大（图6(a));而沉积态合金锻造后 则，分布更加均匀（图5(h)). (图6(b)与锻造前（图3(a))相比一次碳化物分 喷射成形M3高速钢沉积坯中M2C片层厚度 解、破碎完全且分布均匀，碳化物最大尺寸小于 小，在相同温度下相对于铸态组织更容易分解，分解 5μm,一般为2~3m. 之后的M,C发生缩颈，断裂，最终形成球形或椭球 形M,C碳化物，并且分布更加均匀.因此提供了一 3结论 种新的热加工思路，即在热变形之前先保温使M,C (1)提高凝固过程冷却速度，合金组织细化，碳

第 7 期 于一鹏等: 喷射成形 M3 型高速钢碳化物组织特征与加热过程演化 图 5 不同温度下保温 1 h 后 M3 高速钢中 M2C 碳化物的形貌． ( a) ，( b) 1 080 ℃ ; ( c) ，( d) 1 120 ℃ ; ( e) ，( f) 1 160 ℃ ; ( g) ，( h) 1 200 ℃ Fig． 5 Microstructures of M2C eutectic carbide in M3 high speed steel after a heat treatment for 1 h at different temperatures: ( a) ，( b) 1 080 ℃ ; ( c) ，( d) 1 120 ℃ ; ( e) ，( f) 1 160 ℃ ; ( g) ，( h) 1 200 ℃ 棒状，MC 也开始长大到微米级( 图 5( e) ) ; 沉积态 的碳化物则主要变成球形和椭球形( 图 5( f) ) ． 当 保温温度达到 1 200 ℃，铸态组织严重粗化，粗大的 M6C 尺寸超过 10 μm，由 M2 C 分解产生的 MC 尺寸 也达到 3 ～ 5 μm( 图 5( g) ) ; 而沉积态碳化物尺寸依 然保持在较小的水平( 3 ～ 5 μm) ，同时形状更加规 则，分布更加均匀( 图 5( h) ) ． 喷射成形 M3 高速钢沉积坯中 M2 C 片层厚度 小，在相同温度下相对于铸态组织更容易分解，分解 之后的 M6 C 发生缩颈，断裂，最终形成球形或椭球 形 M6C 碳化物，并且分布更加均匀． 因此提供了一 种新的热加工思路，即在热变形之前先保温使 M2 C 分解，再施以热变形，使得碳化物分布更加均匀． 在 锻打之前，锻坯 1160 ℃保温 40 min，使 M2C 分解，锻 比 3. 7∶ 1. 0． 铸态和沉积态合金经锻造后缓冷组织 如图 6 所示． 可以看出: 在同样的小锻比情况下，铸 态合金组织锻造后一次碳化物破碎效果不理想，组 织依 然 粗 大 ( 图 6 ( a ) ) ; 而沉积态合金锻造后 ( 图 6( b) ) 与锻造前( 图 3 ( a) ) 相比一次碳化物分 解、破碎完全且分布均匀，碳化物最大尺寸小于 5 μm，一般为 2 ～ 3 μm． 3 结论 ( 1) 提高凝固过程冷却速度，合金组织细化，碳 ·797·

·798 北京科技大学学报 第34卷 20m 20 um 图6M3高速钢锻造后微观组织.(a)铸造：(b)喷射成形 Fig.6 Microstructures of M3 high speed steel after hot deformation:(a)cast:(b)spray-formed 化物的析出被抑制，残余奥氏体含量提高.铸态M3 2008,477(1/2):50 高速钢是典型的莱氏体共晶组织，粗大共晶碳化物 [6]Mesquita R A,Barbosa C A.Spray forming high speed steel-prop- erties and processing.Mater Sci Eng A,2004,383(1):87 分布在枝晶间，一次枝晶尺寸最大达到毫米级：而沉 7]Zhang Y,Zhang G Q,Li Z,et al.Research on properties of high 积坯组织为细小等轴晶，M,C共晶碳化物尺寸小于 speed steel prepared by spray forming.J Aeronaut Mater,2008, 10μm,为薄片层状或短棒状，一次MC碳化物尺寸 28(6):32 为2~3μm. (张勇，张国庆，李周，等.喷射成形高速钢沉积坯性能分析 (2)提高加热温度，有利于M2C共晶碳化物分 航空材料学报，2008,28(6)：32) 解；但过高的温度使得分解后的M。C长大，不利于 [8]Yan F,Xu Z,Shi H S,et al.Microstructure of the spray formed Vanadis 4 steel and its ultrafine structure.Mater Charact,2008, 合金性能的提高.在相同加热温度和相同保温时间 59(5):592 下，沉积态M,C共晶碳化物分解更完全，组织长大 9]Zhang JG,Xu H B,Shi HS,et al.Microstructure and properties 趋势小于铸态组织，并且分布更均匀. of spray formed Cr2 MoV steel for rolls.J Mater Process Technol, (3)预热处理可以使得M,C共晶碳化物预先 2001,111(1-3):79 分解和M,C球化，有利于后续热加工过程中碳化物 [10]Zhou X F,Fang F,Jiang J Q.Effect of cooling rates on M2C eu- tectic carbides in high speed steel.Foundry.2008,57(7):658 的分布，采用这种工艺，喷射沉积组织中碳化物最大 (周雪峰，方峰，蒋建清.冷却速度对高速钢M2C共品碳化物 尺寸小于5μm,一般为2~3m 的影响.铸造，2008,57(7)：658) [11]Fredriksson H,Hillert M,Nica M.The decomposition of the 参考文献 M2C carbide in high-speed steel.Scand J Metall,1979,8(3): [1]Xu H B,Wu JS,Zhang JG.Development of spray forming tech- 115 nology and its application in industry.Mater Mech Eng,1999,23 [12]Fischmeister H F,Riedl R,Karagoz S.Solidification of high- (6):1 speed tool steels.Metall Trans A,1989,20(10):2133 (徐寒冰，吴建生，章靖国.喷射成形技术进展及其工业应用. [13]Lee E S,Park W J,Jung J Y,et al.Solidification microstructure 机械工程材料，1999,23(6)：1) and M2 C carbide decomposition in a spray-formed high-speed Grant P S.Spray forming.Prog Mater Sci,1995,39(4/5):497 steel.Metall Mater Trans A,1998,29 (5):1395 B]Lin Y J,McHugh K M,Zhou Y Z,et al.Microstructure and [14]Zhou B,Shen Y,Chen J,et al.Evolving mechanism of eutectic hardness of spray-formed chromium-containing steel tooling.Scrip- carbide in as-east AlSI M2 high-speed steel at elevated tempera- ta Mater,2006,55(7):581 ture.J Shanghai Jiaotong Unie Sci,2010,15(4):463 4]Lin Y J,McHugh K M,Zhou Y Z,et al.Modeling the spray [15]Chi H X,Ma DS,Wu L Z,et al.Phase transition characteristics forming of H13 steel tooling.Metall Mater Trans A,2007,38 of M2 C eutectic carbide in M2 high speed steel.Heat Treat Met (7):1632 2010,35(5):19 [5]McHugh K M,Lin Y,Zhou Y,et al.Influence of cooling rate on (迟宏宵，马党参，吴立志，等.M2高速钢中M2C共晶碳化物 phase formation in spray-formed H13 tool steel.Mater Sci Eng A, 的相变行为.金属热处理，2010,35(5)：19)

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 6 M3 高速钢锻造后微观组织． ( a) 铸造; ( b) 喷射成形 Fig． 6 Microstructures of M3 high speed steel after hot deformation: ( a) cast; ( b) spray-formed 化物的析出被抑制，残余奥氏体含量提高． 铸态 M3 高速钢是典型的莱氏体共晶组织，粗大共晶碳化物 分布在枝晶间，一次枝晶尺寸最大达到毫米级; 而沉 积坯组织为细小等轴晶，M2C 共晶碳化物尺寸小于 10 μm，为薄片层状或短棒状，一次 MC 碳化物尺寸 为 2 ～ 3 μm． ( 2) 提高加热温度，有利于 M2C 共晶碳化物分 解; 但过高的温度使得分解后的 M6 C 长大，不利于 合金性能的提高． 在相同加热温度和相同保温时间 下，沉积态 M2 C 共晶碳化物分解更完全，组织长大 趋势小于铸态组织，并且分布更均匀． ( 3) 预热处理可以使得 M2 C 共晶碳化物预先 分解和 M6C 球化，有利于后续热加工过程中碳化物 的分布，采用这种工艺，喷射沉积组织中碳化物最大 尺寸小于 5 μm，一般为 2 ～ 3 μm． 参 考 文 献 ［1］ Xu H B，Wu J S，Zhang J G． Development of spray forming tech￾nology and its application in industry． Mater Mech Eng，1999，23 ( 6) : l ( 徐寒冰，吴建生，章靖国． 喷射成形技术进展及其工业应用． 机械工程材料，1999，23( 6) : 1) ［2］ Grant P S． Spray forming． Prog Mater Sci，1995，39( 4 /5) : 497 ［3］ Lin Y J，McHugh K M，Zhou Y Z，et al． Microstructure and hardness of spray-formed chromium-containing steel tooling． Scrip￾ta Mater，2006，55( 7) : 581 ［4］ Lin Y J，McHugh K M，Zhou Y Z，et al． Modeling the spray forming of H13 steel tooling． Metall Mater Trans A，2007，38 ( 7) : 1632 ［5］ McHugh K M，Lin Y，Zhou Y，et al． Influence of cooling rate on phase formation in spray-formed H13 tool steel． Mater Sci Eng A， 2008，477( 1 /2) : 50 ［6］ Mesquita R A，Barbosa C A． Spray forming high speed steel-prop￾erties and processing． Mater Sci Eng A，2004，383( 1) : 87 ［7］ Zhang Y，Zhang G Q，Li Z，et al． Research on properties of high speed steel prepared by spray forming． J Aeronaut Mater，2008， 28( 6) : 32 ( 张勇，张国庆，李周，等． 喷射成形高速钢沉积坯性能分析． 航空材料学报，2008，28( 6) : 32) ［8］ Yan F，Xu Z，Shi H S，et al． Microstructure of the spray formed Vanadis 4 steel and its ultrafine structure． Mater Charact，2008， 59( 5) : 592 ［9］ Zhang J G，Xu H B，Shi H S，et al． Microstructure and properties of spray formed Cr12 MoV steel for rolls． J Mater Process Technol， 2001，111( 1--3) : 79 ［10］ Zhou X F，Fang F，Jiang J Q． Effect of cooling rates on M2C eu￾tectic carbides in high speed steel． Foundry，2008，57( 7) : 658 ( 周雪峰，方峰，蒋建清． 冷却速度对高速钢 M2C 共晶碳化物 的影响． 铸造，2008，57( 7) : 658) ［11］ Fredriksson H，Hillert M，Nica M． The decomposition of the M2C carbide in high-speed steel． Scand J Metall，1979，8( 3) : 115 ［12］ Fischmeister H F，Riedl R，Karagz S． Solidification of high￾speed tool steels． Metall Trans A，1989，20( 10) : 2133 ［13］ Lee E S，Park W J，Jung J Y，et al． Solidification microstructure and M2 C carbide decomposition in a spray-formed high-speed steel． Metall Mater Trans A，1998，29( 5) : 1395 ［14］ Zhou B，Shen Y，Chen J，et al． Evolving mechanism of eutectic carbide in as-cast AISI M2 high-speed steel at elevated tempera￾ture． J Shanghai Jiaotong Univ Sci，2010，15( 4) : 463 ［15］ Chi H X，Ma D S，Wu L Z，et al． Phase transition characteristics of M2C eutectic carbide in M2 high speed steel． Heat Treat Met， 2010，35( 5) : 19 ( 迟宏宵，马党参，吴立志，等． M2 高速钢中 M2C 共晶碳化物 的相变行为． 金属热处理，2010，35( 5) : 19) ·798·