喷射成形含铌M3型高速钢的组织和耐磨性

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) ． 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 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 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

·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 331· 减少，片层变薄.M3和MN高速钢中一次碳化物的 2结果与讨论 能谱分析结果示于表2.由表2可知：MC碳化物中 2.1铌对沉积态高速钢组织的影响 部分V被Nb取代，由富含V型转变为V-Nb复合型 图1所示为沉积态M3和MN显微组织及其相 MC碳化物：M,C碳化物中固溶少部分Nb,取代V和 应的X射线衍射图谱.沉积态M3高速钢为等轴晶， Mo.图I(e)为沉积态M3和MN的X射线衍射图 晶界上分布着白色条棒状M,C相和不规则块状灰黑 谱.沉积态组织均由aFe、yFe,M,C和MC组成， 色MC相.加入0.5%Nb后，沉积态M3中不规则的 MN中MC峰向低角度方向偏移，这是由于Nb的原 MC型碳化物变成孤立的球形，且其数量增多，尺寸 子半径大于V,MC型碳化物中部分V被Nb取代，使 变小（由5~10μm减小到4~6μm):MC片层数目 得其晶格常数增大. 204m 201m 5 um (e) n ◆MC ·MC MN M3 20 40 60 80 100 201(9 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() 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） 图2为沉积态M3和MN高速钢凝固过程的热分 Table 2 EDS analysis results of primary carbides in the as-deposited M3 析曲线.由图1可知，首先从1410℃开始析出8Fe,由 and MN high speed steels 于8相中碳和合金元素含量低，碳和合金元素富集在 合金碳化物W Mo Cr V Nb Fe 液相中，随着温度降到1333.7~1330℃时发生包晶反 MC8.4411.893.8971.08 4.68 B 应，L+δFe→y,形成yFe相.随温度进一步下降，MB M2C17.5732.5713.3323.13- 13.39 高速钢在1271.7℃时开始析出富V的MC型碳化物， MC9.2813.844.0052.3511.768.75 MN M2C18.7029.4612.1420.255.1714.27 而MN高速钢中MC碳化物的析出温度则提前至

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、Fis￾chmeister 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) as￾quenched 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 ·

·334· 工程科学学报，第37卷，第3期 14同间 35而 5 M3 10叶 M3 20 8 15 MN MN 6 0 0 100 200300 400500 100150200250300350400 温度C 战荷/N 图4回火态M3和MN高速钢200N下磨损体积-温度曲线()及500℃时的磨损体积-载荷曲线(b) Fig.4 Wear volume loss-emperature curves with 200 N load (a)and wear volume-oad curves at 500C (b)of tempered M3 and MN steels m 2μm 图5回火态MB(a)和MN高速钢(b)在200N,300℃的摩损表面形貌 Fig.5 Worn surface morphologies of tempered M3 (a)and MN (b)high speed steels under 200 N at 300C 104m 20 um 图6喷射成形MN高速钢在500℃，100N(a)和400N(b)下的摩损表面形貌 Fig.6 Wom surface SEM image of spray formed MN high speed steels under 100N (a)and 400N (b)at 500 C 立近球形颗粒，同时其尺寸减小，数量大幅增加.大量 物，能大幅提高M3型高速钢的磨粒磨损抗性，使得低 MC相的析出降低了剩余液相中C和合金元素含量， 温低载荷下磨粒磨损占主导时，MN抗磨损性能显著 抑制了共晶反应，使得共晶M,C片层数目减少，厚度 优于M3高速钢.温度为500℃时，氧化磨损逐渐占主 变薄. 导，M3和MN高速钢的抗磨损性能差距减小. (2)b主要替代V溶入MC型碳化物中，使得喷 射成形M3高速钢中富V的MC型碳化物转变为V- 参考文献 Nb复合型MC碳化物，少部分Nb取代V和Mo固溶 [Mesquita R A,Barbosa C A.High speed steels produced by con- ventional casting,spray forming and powder metallurgy.Mater Sci 进M,C碳化物中.弥散分布的MC型碳化物和小尺度 Forum,2005,498:244 的M2C型碳化物使得MN钢锻造后组织更为均匀. Hellman P.High speed steels by powder metallurgy.Scand /Met- (3)大量呈弥散和球形分布的含铌MC型碳化 all,1998,27:44

工程科学学报，第 37 卷，第 3 期 图 4 回火态 M3 和 MN 高速钢 200 N 下磨损体积--温度曲线( a) 及 500 ℃时的磨损体积--载荷曲线( b) Fig． 4 Wear volume loss-temperature curves with 200 N load ( a) and wear volume-load curves at 500 ℃ ( b) of tempered M3 and MN steels 图 5 回火态 M3( a) 和 MN 高速钢( b) 在 200 N，300 ℃的摩损表面形貌 Fig． 5 Worn surface morphologies of tempered M3 ( a) and MN ( b) high speed steels under 200 N at 300 ℃ 图 6 喷射成形 MN 高速钢在 500 ℃，100 N ( a) 和 400 N ( b) 下的摩损表面形貌 Fig． 6 Worn surface SEM image of spray formed MN high speed steels under 100 N ( a) and 400 N ( b) at 500 ℃ 立近球形颗粒，同时其尺寸减小，数量大幅增加． 大量 MC 相的析出降低了剩余液相中 C 和合金元素含量， 抑制了共晶反应，使得共晶 M2 C 片层数目减少，厚度 变薄． ( 2) Nb 主要替代 V 溶入 MC 型碳化物中，使得喷 射成形 M3 高速钢中富 V 的 MC 型碳化物转变为 V-- Nb 复合型 MC 碳化物，少部分 Nb 取代 V 和 Mo 固溶 进 M2C 碳化物中． 弥散分布的 MC 型碳化物和小尺度 的 M2C 型碳化物使得 MN 钢锻造后组织更为均匀． ( 3) 大量呈弥散和球形分布的含铌 MC 型碳化 物，能大幅提高 M3 型高速钢的磨粒磨损抗性，使得低 温低载荷下磨粒磨损占主导时，MN 抗磨损性能显著 优于 M3 高速钢． 温度为 500 ℃时，氧化磨损逐渐占主 导，M3 和 MN 高速钢的抗磨损性能差距减小． 参 考 文 献 ［1］ Mesquita Ｒ A，Barbosa C A． High speed steels produced by con￾ventional casting，spray forming and powder metallurgy． Mater Sci Forum，2005，498: 244 ［2］ Hellman P． High speed steels by powder metallurgy． Scand J Met￾all，1998，27: 44 · 433 ·

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