喷射成形含铌M3型高速钢的组织和耐磨性.pdf_大学文库

工程科学学报，第37卷，第3期：329-335,2015年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.3:329-335,March 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.03.011:http://journals.ustb.edu.cn 喷射成形含铌M3型高速钢的组织和耐磨性王和斌”，侯陇刚”，卢林”，张金祥”，崔华》，黄进峰)四，张济山” 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:huangi@263.net 摘要采用喷射成形技术制备了M3型高速钢和以Nb替代V的M3型高速钢.利用扫描电镜、X射线衍射、差示扫描量热仪和金相显微镜研究了Nb对M3型高速钢组织的影响.喷射成形能有效消除宏观偏析，细化组织.以Nb代V,提高了MC型碳化物开始析出温度，大量MC相先于共晶反应析出，呈独立的近球形分布于晶界，同时其尺寸减小.由于消耗大量C,抑制了共晶反应，M,C片层数量减少且厚度变薄，其在热变形过程中更易于分解，进一步增加了组织均匀性.低温低载荷时含铌的M3型高速钢抗磨损性能显著优于M3高速钢，温度升高到500℃时磨损机制逐渐以氧化磨损为主，两合金的抗磨损性能差距减小，主要原因是大量呈弥散球形分布的含铌MC型碳化物能有效提高高速钢的磨粒磨损抗性，而其对抗氧化性能并无明显作用关键词高速钢：喷射成形：铌：显微组织：磨损抗性分类号TG142.45 Microstructure and wear resistance of spray-formed M3 high speed steel with niobium addition WANG He--bin”,HOU Long-gang'',LU Lin',ZHANG Jin-xiang,CUI Hua》,HUANG Jin-feng》,ZHANG Ji--ham》 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:huang-i-@263.net ABSTRACT M3 high speed steel (HSS)with or without niobium addition was prepared by spray forming,and the effect of niobium on the microstructure of M3 HSS was investigated by scanning electron microscopy (SEM)combined with energy dispersive X-ray (EDX)spectroscopy,X-ray diffraction (XRD)analysis,differential scanning calorimetry (DSC)and optical microscopy (OM).Fi- ner and uniformly-distributed grains without macrosegregation appear in the as-deposited HSS,and the addition of niobium tends to shift the precipitation of primary MC-type carbides to a higher temperature.Plenty of refined niobium-containing MC carbides precipi- tate as isolated sphere particles in the grain boundaries before onset of eutectic reaction.Niobium mainly appears in primary MC-type carbides by consuming carbon,which suppresses the degree of eutectic reaction to a large extent,leading to the decrease in both amount and size of M,C lamella carbides.The refined metastable M,C carbides in Nb-containing HSS can be completely decomposed easily during hot deformation,and the homogeneity of carbides in Nb-eontaining HSS is improved.The wear-resistant property of Nb- containing HSS is superior to that of M3 HSS at a lower load or temperature.But this gap is reduced with temperature rise.The main reason is that the large number of refined primary MC carbides can improve the abrasive wear resistance of HSS,but have no effect on its oxidation resistance. KEY WORDS high speed steel:spray forming:niobium:microstructure;wear resistance 收稿日期：2014-08-01 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2011CB606303)

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期: 329--335，2015 年 3 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 3: 329--335，March 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 03． 011; http: / /journals． ustb． edu． cn 喷射成形含铌 M3 型高速钢的组织和耐磨性王和斌1) ，侯陇刚1) ，卢林1) ，张金祥1) ，崔华2) ，黄进峰1) ，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: huang-j-f@ 263． net 摘要采用喷射成形技术制备了 M3 型高速钢和以 Nb 替代 V 的 M3 型高速钢．利用扫描电镜、X 射线衍射、差示扫描量热仪和金相显微镜研究了 Nb 对 M3 型高速钢组织的影响．喷射成形能有效消除宏观偏析，细化组织．以 Nb 代 V，提高了 MC 型碳化物开始析出温度，大量 MC 相先于共晶反应析出，呈独立的近球形分布于晶界，同时其尺寸减小．由于消耗大量 C，抑制了共晶反应，M2C 片层数量减少且厚度变薄，其在热变形过程中更易于分解，进一步增加了组织均匀性．低温低载荷时含铌的 M3 型高速钢抗磨损性能显著优于 M3 高速钢，温度升高到 500 ℃时磨损机制逐渐以氧化磨损为主，两合金的抗磨损性能差距减小，主要原因是大量呈弥散球形分布的含铌 MC 型碳化物能有效提高高速钢的磨粒磨损抗性，而其对抗氧化性能并无明显作用．关键词高速钢; 喷射成形; 铌; 显微组织; 磨损抗性分类号 TG142. 45 收稿日期: 2014--08--01 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2011CB606303) Microstructure and wear resistance of spray-formed M3 high speed steel with niobium addition WANG He-bin1) ，HOU Long-gang1) ，LU Lin1) ，ZHANG Jin-xiang1) ，CUI Hua2) ，HUANG Jin-feng1)  ，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: huang-j-f@ 263． net ABSTＲACT M3 high speed steel ( HSS) with or without niobium addition was prepared by spray forming，and the effect of niobium on the microstructure of M3 HSS was investigated by scanning electron microscopy ( SEM) combined with energy dispersive X-ray ( EDX) spectroscopy，X-ray diffraction ( XＲD) analysis，differential scanning calorimetry ( DSC) and optical microscopy ( OM) ． Finer and uniformly-distributed grains without macrosegregation appear in the as-deposited HSS，and the addition of niobium tends to shift the precipitation of primary MC-type carbides to a higher temperature． Plenty of refined niobium-containing MC carbides precipitate as isolated sphere particles in the grain boundaries before onset of eutectic reaction． Niobium mainly appears in primary MC-type carbides by consuming carbon，which suppresses the degree of eutectic reaction to a large extent，leading to the decrease in both amount and size of M2C lamella carbides． The refined metastable M2C carbides in Nb-containing HSS can be completely decomposed easily during hot deformation，and the homogeneity of carbides in Nb-containing HSS is improved． The wear-resistant property of Nbcontaining HSS is superior to that of M3 HSS at a lower load or temperature． But this gap is reduced with temperature rise． The main reason is that the large number of refined primary MC carbides can improve the abrasive wear resistance of HSS，but have no effect on its oxidation resistance． KEY WOＲDS high speed steel; spray forming; niobium; microstructure; wear resistance

·330· 工程科学学报，第37卷，第3期高速钢是一类含合金元素达20%的高合金莱氏抗切削过程中刀刃的摩擦磨损，其中尤以硬度和热稳体钢，具有高的硬度和耐磨性，同时具备较好的韧性，定性较高的MC碳化物作用明显.N相对于V,与碳广泛应用于具有复杂形状的切削加工刀具中.传统铸具有更强的亲和力，更容易取代V形成MC型碳化物，造生产由于冷却速度的限制，导致宏观偏析严重，枝晶从而使得更多V溶入基体，以获得良好的二次硬化效间易于形成粗大的莱氏体共晶组织，经后续的热锻或果.前期研究表明，适量的铌替代钒，能提高M3型高热轧都难以去除，严重影响其性能”.粉末治金工艺速钢的回火稳定性和耐磨性叨.但是，随着N含量能较好地克服这一缺点，其组织细化且均匀，但其工艺的升高，NbC过于粗大，影响材料的最终性能.本复杂，工序繁琐，极大提高了成本习.喷射成形技术文采用0.5%Nb(质量分数)代替M3型高速钢中部具有快速凝固特点，有效地将雾化与沉积结合起来，雾分V,结合喷射成形工艺改善碳化物形态，提高材料的化过程中的高冷速作用使得组织得到极大细化，而其强韧性与耐磨性. 特有的沉积过程使得半固态颗粒中已形成的枝晶碎断和重熔，最终演变成等轴晶习，提高了组织均匀性， 1 实验方法可以获得与粉末治金相当的细化组织，且其工序简单考虑到M2为应用最为广泛的高速钢，且与M3钢和成本低，在制备高合金材料方面具有较大潜成分接近，本实验将M2高速钢作为母合金进行熔炼，力6四.国际上对喷射成形技术的研究十分重视，欧用以制造M3型高速钢.不含Nb和含Nb的M3(记为洲、美国、韩国等均开展了大量研发工作，取得了关键 MN)型高速钢化学成分见表1.大气环境下采用中频技术的突破.芬兰VTT技术研究中心和美国爱荷华国炉感应加热重熔，加入适量的C、W、Mo、Cr、钒铁家实验室的精密喷射成形模具钢制品技术可以显著减 (50%,质量分数)和铌铁(65%，质量分数)，融清后保少沉积坯中的疏松，使喷射成形的模具可以不经致密温l0min.钢液经除渣后浇注到预热中间包，浇注温度化处理（热等静压、热锻等）直接使用0.s-0.扫描式为1520~1530℃.采用主副二级环孔式非限制型喷双喷嘴的应用，更极大地提高了喷射成形材料的应用. 嘴，高压N2雾化，雾化压力0.4~0.45MP,沉积距离丹麦Dan spray公司能生产直径500mm,长2.5m,重大为400~450mm,过冷液滴雾化后沉积在旋转接收基约4t的D2工具钢沉积坯，经后续热锻和热处理，组板上形成柱状沉积锭坯织均匀，性能优异四.德国不莱梅大学通过扫描式双从沉积坯相同部位分别切取尺寸10m×10mm×10 喷嘴雾化两种不同的工具钢钢液，雾化叠加区域产生 mm试样用于组织观察.从中心部分切取d40mm圆柱平滑梯度层，成功制备出了梯度工具钢材料. 试样用于热锻，1170℃保温30min,采用750kg空气高速钢主要由大量的块状一次MC和M,C碳化锤，开锻温度1150℃，终锻温度不低于950℃，将沉积物以及回火马氏体组成，一次碳化物的主要作用是抵坯锻造成直径为16mm的棒材，锻后立即回炉退火，表1实验材料的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental steels 合金 W Mo Cr b Mn Fe M2 0.87 6.28 5.07 4.05 1.84 0.32 0.23 0.0013 余量 M3 1.29 6.37 5.11 4.12 2.97 0.30 0.27 0.0025 余量 MN 1.32 6.31 5.08 4.03 2.69 0.52 0.27 0.20 0.0036 余量试样经机械研磨和抛光，侵蚀后（侵蚀剂为8% 沉积态和锻态碳化物经电解萃取后采用X射线硝酸乙醇溶液)，采用金相显微镜和ZEISS SUPRA55 衍射分析其相组成，电解液为15g柠檬酸钠、1.2g溴型场发射扫描电子显微镜，PHILIPS APD一10型X射化钾、30g柠檬酸和100mL蒸馏水，电压为3V,温度0 线衍射仪(Cu靶K辐射，工作电压40kV,步长 ℃，电解时间为8h 0.02°，扫描速度6°·min)观察其组织形貌和分析退火态试样在1180℃下保温10min后油淬，立即相组成在560℃下回火三次，试样经机械研磨抛光后进行摩通过差示扫描量热法(DSC)实验研究沉积态合金擦磨损试验，采用点接触往复式摩擦，摩擦副选用氮化凝固过程中发生的反应，实验在STA一449C实验设备硅球，行程1mm,频率50Hz,载荷分别选择100、200、上完成，抽真空净化后，通氩气并在氩气（流量为25 300和400N.摩擦温度为25、300和500℃.用三维白 mL·min)的保护气氛下进行高温实验，样品质量约光干涉表面形貌仪测算磨损体积，并对磨损表面的形 50mg,降温速率为20℃minl 貌及成分进行分析

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期高速钢是一类含合金元素达 20% 的高合金莱氏体钢，具有高的硬度和耐磨性，同时具备较好的韧性，广泛应用于具有复杂形状的切削加工刀具中．传统铸造生产由于冷却速度的限制，导致宏观偏析严重，枝晶间易于形成粗大的莱氏体共晶组织，经后续的热锻或热轧都难以去除，严重影响其性能［1］．粉末冶金工艺能较好地克服这一缺点，其组织细化且均匀，但其工艺复杂，工序繁琐，极大提高了成本［2 － 3］．喷射成形技术具有快速凝固特点，有效地将雾化与沉积结合起来，雾化过程中的高冷速作用使得组织得到极大细化，而其特有的沉积过程使得半固态颗粒中已形成的枝晶碎断和重熔，最终演变成等轴晶［4 － 5］，提高了组织均匀性，可以获得与粉末冶金相当的细化组织，且其工序简单和成本低，在制备高合金材料方面具有较大潜力［6 － 12］．国际上对喷射成形技术的研究十分重视，欧洲、美国、韩国等均开展了大量研发工作，取得了关键技术的突破．芬兰 VTT 技术研究中心和美国爱荷华国家实验室的精密喷射成形模具钢制品技术可以显著减少沉积坯中的疏松，使喷射成形的模具可以不经致密化处理( 热等静压、热锻等) 直接使用［10，13 － 14］．扫描式双喷嘴的应用，更极大地提高了喷射成形材料的应用．丹麦 Dan spray 公司能生产直径500 mm，长2. 5 m，重大约 4 t 的 D2 工具钢沉积坯，经后续热锻和热处理，组织均匀，性能优异［15］．德国不莱梅大学通过扫描式双喷嘴雾化两种不同的工具钢钢液，雾化叠加区域产生平滑梯度层，成功制备出了梯度工具钢材料［16］．高速钢主要由大量的块状一次 MC 和 M6 C 碳化物以及回火马氏体组成，一次碳化物的主要作用是抵抗切削过程中刀刃的摩擦磨损，其中尤以硬度和热稳定性较高的 MC 碳化物作用明显． Nb 相对于 V，与碳具有更强的亲和力，更容易取代 V 形成 MC 型碳化物，从而使得更多 V 溶入基体，以获得良好的二次硬化效果．前期研究表明，适量的铌替代钒，能提高 M3 型高速钢的回火稳定性和耐磨性［17］．但是，随着 Nb 含量的升高，NbC 过于粗大［18］，影响材料的最终性能．本文采用 0. 5% Nb ( 质量分数) 代替 M3 型高速钢中部分 V，结合喷射成形工艺改善碳化物形态，提高材料的强韧性与耐磨性． 1 实验方法考虑到 M2 为应用最为广泛的高速钢，且与 M3 钢成分接近，本实验将 M2 高速钢作为母合金进行熔炼，用以制造 M3 型高速钢．不含 Nb 和含 Nb 的 M3 ( 记为 MN) 型高速钢化学成分见表 1．大气环境下采用中频炉感应加热重熔，加入适量的 C、W、Mo、Cr、钒铁 ( 50% ，质量分数) 和铌铁( 65% ，质量分数) ，融清后保温10 min．钢液经除渣后浇注到预热中间包，浇注温度为 1520 ～ 1530 ℃ ．采用主副二级环孔式非限制型喷嘴，高压 N2雾化，雾化压力 0. 4 ～ 0. 45 MPa，沉积距离为 400 ～ 450 mm，过冷液滴雾化后沉积在旋转接收基板上形成柱状沉积锭坯．从沉积坯相同部位分别切取尺寸10 mm × 10 mm × 10 mm 试样用于组织观察．从中心部分切取 40 mm 圆柱试样用于热锻，1170 ℃ 保温 30 min，采用 750 kg 空气锤，开锻温度 1150 ℃，终锻温度不低于 950 ℃，将沉积坯锻造成直径为 16 mm 的棒材，锻后立即回炉退火．表 1 实验材料的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steels % 合金 C W Mo Cr V Nb Si Mn N Fe M2 0. 87 6. 28 5. 07 4. 05 1. 84 ― 0. 32 0. 23 0. 0013 余量 M3 1. 29 6. 37 5. 11 4. 12 2. 97 ― 0. 30 0. 27 0. 0025 余量 MN 1. 32 6. 31 5. 08 4. 03 2. 69 0. 52 0. 27 0. 20 0. 0036 余量试样经机械研磨和抛光，侵蚀后( 侵蚀剂为 8% 硝酸乙醇溶液) ，采用金相显微镜和 ZEISS SUPＲA55 型场发射扫描电子显微镜，PHILIPS APD--10 型 X 射线衍射仪 ( Cu 靶 Kα 辐射，工作电压 40 kV，步长 0. 02°，扫描速度 6°·min － 1 ) 观察其组织形貌和分析相组成．通过差示扫描量热法( DSC) 实验研究沉积态合金凝固过程中发生的反应，实验在 STA--449C 实验设备上完成，抽真空净化后，通氩气并在氩气( 流量为 25 mL·min － 1 ) 的保护气氛下进行高温实验，样品质量约 50 mg，降温速率为 20 ℃·min － 1 ．沉积态和锻态碳化物经电解萃取后采用 X 射线衍射分析其相组成，电解液为 15 g 柠檬酸钠、1. 2 g 溴化钾、30 g 柠檬酸和 100 mL 蒸馏水，电压为 3 V，温度 0 ℃，电解时间为 8 h．退火态试样在 1180 ℃下保温 10 min 后油淬，立即在 560 ℃下回火三次，试样经机械研磨抛光后进行摩擦磨损试验，采用点接触往复式摩擦，摩擦副选用氮化硅球，行程 1 mm，频率 50 Hz，载荷分别选择 100、200、 300 和 400 N．摩擦温度为 25、300 和 500 ℃ ．用三维白光干涉表面形貌仪测算磨损体积，并对磨损表面的形貌及成分进行分析． · 033 ·

王和斌等: 喷射成形含铌 M3 型高速钢的组织和耐磨性 2 结果与讨论 2. 1 铌对沉积态高速钢组织的影响图 1 所示为沉积态 M3 和 MN 显微组织及其相应的 X 射线衍射图谱．沉积态 M3 高速钢为等轴晶，晶界上分布着白色条棒状 M2C 相和不规则块状灰黑色 MC 相．加入 0. 5% Nb 后，沉积态 M3 中不规则的 MC 型碳化物变成孤立的球形，且其数量增多，尺寸变小( 由 5 ～ 10 μm 减小到 4 ～ 6 μm) ; M2 C 片层数目减少，片层变薄． M3 和 MN 高速钢中一次碳化物的能谱分析结果示于表 2．由表 2 可知: MC 碳化物中部分 V 被 Nb 取代，由富含 V 型转变为 V--Nb 复合型 MC 碳化物; M2C 碳化物中固溶少部分 Nb，取代 V 和 Mo．图 1 ( e) 为沉积态 M3 和 MN 的 X 射线衍射图谱．沉积态组织均由 α-Fe、γ-Fe，M2 C 和 MC 组成， MN 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 型碳化物中部分 V 被 Nb 取代，使得其晶格常数增大．图 1 沉积态 M3 ( a，c) 和 MN 高速钢( b，d) 的组织形貌及其相应 X 射线衍射图谱( e) Fig． 1 Microstructures of the as-deposited M3 ( a，c) and MN ( b，d) high speed steels as well as the corresponding XＲD patterns ( e) 表 2 沉积态 M3 和 MN 中一次碳化物能谱分析结果( 原子数分数) Table 2 EDS analysis results of primary carbides in the as-deposited M3 and MN high speed steels % 合金碳化物 W Mo Cr V Nb Fe M3 MC 8. 44 11. 89 3. 89 71. 08 ― 4. 68 M2C 17. 57 32. 57 13. 33 23. 13 ― 13. 39 MN MC 9. 28 13. 84 4. 00 52. 35 11. 76 8. 75 M2C 18. 70 29. 46 12. 14 20. 25 5. 17 14. 27 图 2 为沉积态 M3 和 MN 高速钢凝固过程的热分析曲线．由图 1 可知，首先从 1410 ℃开始析出 δ-Fe，由于 δ 相中碳和合金元素含量低，碳和合金元素富集在液相中，随着温度降到 1333. 7 ～ 1330 ℃ 时发生包晶反应，L + δ-Fe→γ，形成 γ-Fe 相．随温度进一步下降，M3 高速钢在 1271. 7 ℃时开始析出富 V 的 MC 型碳化物，而 MN 高速钢中 MC 碳化物的析出温度则提前至 · 133 ·

·332· 工程科学学报，第37卷，第3期 1278.9℃，由于MC的凝固范围较宽，其析出长大行为化物消失，除MC相外，出现大量MC相，这与能谱分能随着温度降低持续到共晶反应结束.当温度降到析所得结果一致.由于MC碳化物是亚稳相，其在 1245.7~1343.9℃时，剩余液相发生共晶反应，L→ 1000℃以上保温过程中即开始发生分解反应，M2C+ MC+MC+Y.表3列出了喷射成形M3和MN钢凝固 Y→M,C+MC,生成较为稳定的M。C和MC型碳化过程发生的反应及其温度，并与相关文献的结果进行物2四，这种分解产物细小、球化，在后续锻造过程对照.由表3可见，上述结果与Barkalow、Galda、Fis- 中，经变形应力作用碎断，分布更为均匀.M,C共晶碳 chmeister等s-2n对M2高速钢凝固过程研究结果一化物的分解主要受原子扩散控制，加热温度越高，原子致.本文研究的M3型高速钢相对于M2钢，碳和钒含扩散能力越强，M,C片层越薄，分解越完全.Nb的添量提高，使得其8Fe析出温度降低而MC相的析出温加，使得沉积态MN中MC片层变薄，数量减少，有利度升高.由于Nb与C的结合能力比V强，Nb的添加于其受热分解.图3(d)和(e)分别为M3和MN合金导致MC相的起始析出温度提高，液相中的C首先与经1180℃淬火后的金相显微组织.可见，大量碳化物 Nb结合形核，随着温度和Nb含量的降低，活性较低的固溶进基体，晶界上则分布着尺度较大的未溶碳化物， V、Mo等逐渐参与形成MC相，导致这种含Nb的先共 M3合金中MC相呈不规则块状，MN合金中MC碳化晶MC相易于与奥氏体离异共晶存在，最终在沉积态物则明显球化且数量更多，通过截线法测得两种合金 MN中表现为孤立的近球形颗粒的平均晶粒尺寸分别为9.56um和9.39um,表明在 1180℃奥氏体化过程中，晶粒并未发生明显长大. 2.3铌对高速钢摩擦性能的影响图4(a)为喷射成形M3和MN高速钢经淬火和回火处理后，载荷为200N时的磨损体积与温度的关系 M3 1243.9℃ 1271.7℃ 曲线。可见，随着温度升高，高速钢的磨损量逐渐加 MN 1333.7℃1410.6℃ 大，从常温(25℃)到300℃，两种合金磨损量增加缓慢，温度超过300℃后，磨损量急刷剧增加，表明这两个 1278.9℃ 阶段磨损机制发生较大变化.相对M3钢，MN高速钢 1245.7℃130.0℃1411.2℃ 具有比M3钢更优异的抗磨损性能，25~300℃时M3 1000 1100 1200 1300 1400 高速钢的磨损体积约为MN的2倍，温度升高到500 温度 ℃时MN高速钢的磨损体积也仅为M3钢的64%.图图2沉积态M3和MN高速钢的凝固热分析曲线 4(b)为喷射成形M3和MN高速钢在500℃时的磨损 Fig.2 DSC cooling curves of the as-deposited M3 and MN2 high speed steels 体积与载荷的关系曲线.可见，M3和MN高速钢磨损量均随载荷增加呈线性增加，表明500℃时两合金在表3沉积态M3和MN高速钢凝固过程中发生的反应及其温度不同载荷下的磨损机制并未发生明显变化，载荷为 Table 3 Reactions of the spray-formed M3 and MN high speed steels 1O0N时两合金磨损量相当，随载荷增加，MN钢磨损 during solidification process and temperature ℃ 量增加量相对M3钢平缓. 反应 MB MN M29 M2 C20]M2 [20 图5为载荷200N,温度300℃时喷射成形M3和 L→8Fe 1410.61411.2 1435 1425 1433 MN高速钢磨损表面的扫描显微组织形貌.可以看出， L+8-Fey 1333.71330.0 1330 1325 1330 M3钢磨损表面出现大量长短不一的犁痕和沟槽，沿着 L→MC 1271.71278.91265 1262 摩擦方向分布，磨痕在碳化物堆积处受阻中断，部分碳 L→M2C+MC+y1243.91245.71240 1242 1242 化物发生破裂，从基体脱落，部分剥落物填充到破碎坑中，表明此时磨损机制以磨粒磨损为主.MN钢表面磨 2.2锻态和淬火态高速钢的组织与相组成痕数目相对M3钢明显减少，均匀且弥散的含铌MC型图3(a)和(b)分别为锻态MB和MN合金的扫描碳化物对抗磨粒磨损的提高作用显著.M3钢中的MC 电镜照片.可以看出，沉积态合金中条棒状M,C碳化型碳化物多为较大尺度的不规则块状，在摩擦过程中物经破碎后，沿变形方向呈带状分布，能谱分析结果表与氮化硅球接触，承受的剪切应力和压应力更大，容易明其为M,C型碳化物.M3中富V的MC型碳化物高发生破裂和脱落.Nb大幅增加了喷射成形M3型高速温锻造后，其形状仍为不规则块状，有的尺度达到10 钢中MC碳化物的数量，同时其形态趋于弥散和球化， um,MN高速钢经高温锻造后，碳化物呈均匀弥散分与基体接触面积大，结合力较强，在摩擦过程中不易剥布.锻态及沉积态M3的萃取碳化物X射线衍射图谱离和脱落，极大提高了其抗磨损性能. 结果显示（图3(）)，沉积态合金经锻造后，原MC碳图6为喷射成形MN高速钢在500℃，载荷为100

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期 1278. 9 ℃，由于 MC 的凝固范围较宽，其析出长大行为能随着温度降低持续到共晶反应结束．当温度降到 1245. 7 ～ 1343. 9 ℃ 时，剩余液相发生共晶反应，L→ M2C + MC + γ．表 3 列出了喷射成形 M3 和 MN 钢凝固过程发生的反应及其温度，并与相关文献的结果进行对照．由表 3 可见，上述结果与 Barkalow、Galda、Fischmeister 等［19 － 21］对 M2 高速钢凝固过程研究结果一致．本文研究的 M3 型高速钢相对于 M2 钢，碳和钒含量提高，使得其 δ-Fe 析出温度降低而 MC 相的析出温度升高．由于 Nb 与 C 的结合能力比 V 强，Nb 的添加导致 MC 相的起始析出温度提高，液相中的 C 首先与 Nb 结合形核，随着温度和 Nb 含量的降低，活性较低的 V、Mo 等逐渐参与形成 MC 相，导致这种含 Nb 的先共晶 MC 相易于与奥氏体离异共晶存在，最终在沉积态 MN 中表现为孤立的近球形颗粒．图 2 沉积态 M3 和 MN 高速钢的凝固热分析曲线 Fig． 2 DSC cooling curves of the as-deposited M3 and MN2 high speed steels 表 3 沉积态 M3 和 MN 高速钢凝固过程中发生的反应及其温度 Table 3 Ｒeactions of the spray-formed M3 and MN high speed steels during solidification process and temperature ℃ 反应 M3 MN M2［19］ M2［20］ M2［21］ L→δ-Fe 1410. 6 1411. 2 1435 1425 1433 L + δ-Fe→γ 1333. 7 1330. 0 1330 1325 1330 L→MC 1271. 7 1278. 9 1265 1262 ― L→M2C + MC + γ 1243. 9 1245. 7 1240 1242 1242 2. 2 锻态和淬火态高速钢的组织与相组成图 3( a) 和( b) 分别为锻态 M3 和 MN 合金的扫描电镜照片．可以看出，沉积态合金中条棒状 M2 C 碳化物经破碎后，沿变形方向呈带状分布，能谱分析结果表明其为 M6C 型碳化物． M3 中富 V 的 MC 型碳化物高温锻造后，其形状仍为不规则块状，有的尺度达到 10 μm，MN 高速钢经高温锻造后，碳化物呈均匀弥散分布．锻态及沉积态 M3 的萃取碳化物 X 射线衍射图谱结果显示( 图 3( c) ) ，沉积态合金经锻造后，原 M2C 碳化物消失，除 MC 相外，出现大量 M6C 相，这与能谱分析所得结果一致．由于 M2 C 碳化物是亚稳相，其在 1000 ℃以上保温过程中即开始发生分解反应，M2 C + γ→M6C + MC，生成较为稳定的 M6 C 和 MC 型碳化物［22 － 23］，这种分解产物细小、球化，在后续锻造过程中，经变形应力作用碎断，分布更为均匀． M2C 共晶碳化物的分解主要受原子扩散控制，加热温度越高，原子扩散能力越强，M2 C 片层越薄，分解越完全． Nb 的添加，使得沉积态 MN 中 M2C 片层变薄，数量减少，有利于其受热分解．图 3( d) 和( e) 分别为 M3 和 MN 合金经 1180 ℃淬火后的金相显微组织．可见，大量碳化物固溶进基体，晶界上则分布着尺度较大的未溶碳化物， M3 合金中 MC 相呈不规则块状，MN 合金中 MC 碳化物则明显球化且数量更多，通过截线法测得两种合金的平均晶粒尺寸分别为 9. 56 μm 和 9. 39 μm，表明在 1180 ℃奥氏体化过程中，晶粒并未发生明显长大． 2. 3 铌对高速钢摩擦性能的影响图 4( a) 为喷射成形 M3 和 MN 高速钢经淬火和回火处理后，载荷为 200 N 时的磨损体积与温度的关系曲线．可见，随着温度升高，高速钢的磨损量逐渐加大，从常温( 25 ℃ ) 到 300 ℃，两种合金磨损量增加缓慢，温度超过 300 ℃ 后，磨损量急剧增加，表明这两个阶段磨损机制发生较大变化．相对 M3 钢，MN 高速钢具有比 M3 钢更优异的抗磨损性能，25 ～ 300 ℃ 时 M3 高速钢的磨损体积约为 MN 的 2 倍，温度升高到 500 ℃时 MN 高速钢的磨损体积也仅为 M3 钢的 64% ．图 4( b) 为喷射成形 M3 和 MN 高速钢在 500 ℃ 时的磨损体积与载荷的关系曲线．可见，M3 和 MN 高速钢磨损量均随载荷增加呈线性增加，表明 500 ℃ 时两合金在不同载荷下的磨损机制并未发生明显变化，载荷为 100 N 时两合金磨损量相当，随载荷增加，MN 钢磨损量增加量相对 M3 钢平缓．图 5 为载荷 200 N，温度 300 ℃ 时喷射成形 M3 和 MN 高速钢磨损表面的扫描显微组织形貌．可以看出， M3 钢磨损表面出现大量长短不一的犁痕和沟槽，沿着摩擦方向分布，磨痕在碳化物堆积处受阻中断，部分碳化物发生破裂，从基体脱落，部分剥落物填充到破碎坑中，表明此时磨损机制以磨粒磨损为主． MN 钢表面磨痕数目相对 M3 钢明显减少，均匀且弥散的含铌 MC 型碳化物对抗磨粒磨损的提高作用显著． M3 钢中的 MC 型碳化物多为较大尺度的不规则块状，在摩擦过程中与氮化硅球接触，承受的剪切应力和压应力更大，容易发生破裂和脱落． Nb 大幅增加了喷射成形 M3 型高速钢中 MC 碳化物的数量，同时其形态趋于弥散和球化，与基体接触面积大，结合力较强，在摩擦过程中不易剥离和脱落，极大提高了其抗磨损性能．图 6 为喷射成形 MN 高速钢在 500 ℃，载荷为 100 · 233 ·

王和斌等：喷射成形含铌M3型高速钢的组织和耐磨性 333· 104m 204m ·M,C MC ■MC 沉积态M3 段态MN 锻态M3 50 60 0 80 2019 20m 20μm 图3合金显微组织及X射线衍射图谱.(a)锻态M3高速钢：(b)锻态MN高速钢：(c)X射线衍射图谱：(d)淬火MB高速钢：()淬火MN 高速钢 Fig.3 SEM images and XRD pattern:(a)as-forged M3 high speed steel:(b)as-forged MN high speed steel:(c)XRD patterns:(d)as- quenched M3 high speed steel:(e)as-quenched MN high speed steel N和400N下的磨损表面形貌.可见，载荷100N时，磨综上分析，在载荷200N时，25~300℃条件下，高损表面即出现大量光滑平整的氧化层（图6(a)所示），速钢磨损机制以磨粒磨损为主，Nb的引入，优化了MC 表明磨损机制已经转变为以氧化磨损为主.随载荷提碳化物形态，同时使得其数量大幅增加，这些MC颗粒升，致密氧化物增多，由于氧化层较脆，在载荷作用下对抗磨粒磨损作用显著.因此，在低温低载荷下，磨粒易发生破裂，如图6(b)所示，氧化层在垂直于磨痕方磨损为主要影响因素时，喷射成形MN高速钢抗磨损向出现大量裂纹，进而在摩擦过程中破裂和脱落.高性能显著优于M3钢：温度升高到500℃时，氧化磨损速钢在摩擦过程中将不断产生热量，而随着温度升高，逐渐占主导作用，两种合金抗氧化性能接近，磨损体积高速钢表面更易形成氧化层，在载荷作用下不断破碎，均急剧增加，二者抗磨损性能差距减小. 从基体脱落，又不断形成，从而使得高速钢磨损体积大 3结论幅增加.含Nb的MN钢抗氧化能力没有得到提高，但由于MN钢中弥散分布的MC颗粒对抗磨粒磨损作用 (1)0.5%Nb的引入，使得喷射成形M3高速钢明显，使得在高温高载荷时，喷射成形MN钢抗磨损性中MC型碳化物析出温度升高，大量MC相先于共晶能仍优于M3钢. 反应析出，其形态由不规则块状转变为均匀分布的独

王和斌等: 喷射成形含铌 M3 型高速钢的组织和耐磨性图 3 合金显微组织及 X 射线衍射图谱. ( a) 锻态 M3 高速钢; ( b) 锻态 MN 高速钢; ( c) X 射线衍射图谱; ( d) 淬火 M3 高速钢; ( e) 淬火 MN 高速钢 Fig． 3 SEM images and XＲD pattern: ( a) as-forged M3 high speed steel; ( b) as-forged MN high speed steel; ( c) XＲD patterns; ( d) asquenched M3 high speed steel; ( e) as-quenched MN high speed steel N 和400 N 下的磨损表面形貌．可见，载荷100 N 时，磨损表面即出现大量光滑平整的氧化层( 图 6( a) 所示) ，表明磨损机制已经转变为以氧化磨损为主．随载荷提升，致密氧化物增多，由于氧化层较脆，在载荷作用下易发生破裂，如图 6( b) 所示，氧化层在垂直于磨痕方向出现大量裂纹，进而在摩擦过程中破裂和脱落．高速钢在摩擦过程中将不断产生热量，而随着温度升高，高速钢表面更易形成氧化层，在载荷作用下不断破碎，从基体脱落，又不断形成，从而使得高速钢磨损体积大幅增加．含 Nb 的 MN 钢抗氧化能力没有得到提高，但由于 MN 钢中弥散分布的 MC 颗粒对抗磨粒磨损作用明显，使得在高温高载荷时，喷射成形 MN 钢抗磨损性能仍优于 M3 钢．综上分析，在载荷 200 N 时，25 ～ 300 ℃ 条件下，高速钢磨损机制以磨粒磨损为主，Nb 的引入，优化了 MC 碳化物形态，同时使得其数量大幅增加，这些 MC 颗粒对抗磨粒磨损作用显著．因此，在低温低载荷下，磨粒磨损为主要影响因素时，喷射成形 MN 高速钢抗磨损性能显著优于 M3 钢; 温度升高到 500 ℃ 时，氧化磨损逐渐占主导作用，两种合金抗氧化性能接近，磨损体积均急剧增加，二者抗磨损性能差距减小． 3 结论 ( 1) 0. 5% Nb 的引入，使得喷射成形 M3 高速钢中 MC 型碳化物析出温度升高，大量 MC 相先于共晶反应析出，其形态由不规则块状转变为均匀分布的独 · 333 ·

王和斌等：喷射成形含铌M3型高速钢的组织和耐磨性 ·335· B3]Kumar K S,Lawley A,Koczak M J.Powder metallurgy T15 tool [14]McHugh K M,Lin Y,Zhou Y,et al.Influence of cooling rate steel:Part I.Characterization of powder and hot isostatically on phase formation in spray-formed H13 tool steel.Mater Sci Eng pressed material.Metall Trans A,1991,22:2733 A,2008,477:50 4]Liang X,Earthman JC,Lavemia EJ.On the mechanism of grain [15]Forrest J,Price R,Hanlon D.Manufacturing clad products by formation during spray atomization and deposition.Acta Metall spray forming.Int J Pouder Metall,1997,33(3):21 Mater,1992,40(11):3003 [16]Cui C,Schulz A,Uhlenwinkel V.Development of graded tool 5]Grant P S.Solidification in spray forming.Metall Mater Trans A, steels via spray forming for micro cold forming//5th Internation- 2007,38(7):1520 al Conference on Spray Deposition and Melt Atomization.Bremen, Grant P S.Spray forming.Prog Mater Sci,1995,39:497 2013 7]Singer A R E.Metal matrix composites made by spray forming. [17]Yu Y P,Huang J F,Cui H,et al.Effect of Nb on the micro- Mater Sci Eng A,1991,135:13 structure and properties of spray formed M3 high speed steel.Ac- [8]Hou LG,Yu H,Cui H,et al.Extrusion,properties,and failure ta Metall Sin,2012,48(8):935 of spray-formed hypereutectic Al-Si alloys based on the optimiza- (于一鹏，黄进峰，崔华，等.Nb对喷射成形3型高速钢 tion of Feearing phase.Metall Mater Trans A,2013,44:1814 组织和性能的影响.金属学报，2012,48(8)：935) Mesquita R A,Barbosa C A.Spray forming high speed steel: [18]Riedl R,Karagoz S,Fischmeister H,et al.Developments in properties and processing.Mater Sci Eng A,2004,383(1):87 high speed tool steels.Steel Res,1987,58:339 [10]Yang Y,Hannula S.Development of precision spray forming for [19]Barkalow R H.Kraft R W,Goldstein J I.Solidification of M2 rapid tooling.Mater Sci Eng A,2008,477:63 high speed steel.Metall Trans,1972,3:919 [11]Schulz A,Uhlenwinkel V,Escher C,et al.Opportunities and 20]Galda E J,Kraft R W.The effects of Mo and W on solidification challenges of spray forming high-alloyed steels.Mater Sci Eng A, of high speed steels.Metall Trans,1974,5:1727 2008,477:69 1]Fischmeister H F,Riedl R.Karagoz S.Solidification of high- [12]Zhang G.Yuan H,Jiao D,et al.Microstructure evolution and speed tool steels.Metall Trans A,1989,20:2133 mechanical properties of Tl5 high speed steel prepared by twin- 2]Lee E S,Park WJ.Jung JY,et al.Solidification microstructure atomiser spray forming and thermo-mechanical processing.Mater and M2C carbide decomposition in a spray-formed high speed Sci Eng A,2012,558:566 steel.Metall Mater Trans A,1998,29:1395 [13]Yang Y,Hannula S.Spray formed hot work steels for rapid tool- 23]Fredriksson H,Hillert M,Nica M.The decomposition of the ing.J Mater Sci Technol,2003,19(Suppl 1):169 M2C carbide in high speed steel.Scand J Metall,1979,8:115

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