D0I:10.13374/i.i8sn1001t53.2010.03.011 第32卷第3期 北京科技大学学报 Vol 32 No 3 2010年3月 Journal of Un iversity of Science and Technology Beijng Mar.2010 包覆浇铸和热轧工艺制备Q235 CrWMn刀具材料 解国良刘靖韩静涛韩晓光 北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083 摘要通过包覆浇铸+热轧变形工艺,制备了Q235CWM钢复合刀具材料,并用扫描电子显微镜(SEM)和维氏硬度仪分 析了复合材料的界面组织、成分和性能的变化规律.实验结果表明,通过真空治炼浇铸以及变形量超过9%的热轧工艺,可以 实现两种组元金属材料之间的冶金结合,其中CxW等元素的过渡层宽度仅为10~40“m·随后的热处理研究发现,复合材料 在830士5℃保温后空冷或者油淬时,Q235一侧为珠光体十铁素体组织,CWMn一侧为马氏体组织,其硬度可达600~750HV, 使复合刀具材料同时具有较好的韧性和强度. 关键词复合材料:刀具材料:复合铸造:界面 分类号TG335 Preparation of Q235/CrW M n cutting toolm aterialby com posite casting and hot rolling XIE Guo-liang LIU Jing HAN Jing-tao HAN Xiao Guang School ofMaterials Science and Engineerng University of Science and Technolgy Beijing Beijing 100083 China ABSTRACT A composite cutting tool material consisting of Q235 and CWMn steel was prepared by canposite casting and hot olling pmcess Thmough vacuum melting and casting followed by hot rolling defomation with a relative reduction larger than 90,ex- cellent metallurgical bonding beteen the canponentmaterials was obtained with an interface lyer of only 10 to 40m w ide Heat treament experin ents with different cooling modes were carried out The results showed that after air cooling or oil quenching a m ix- ture m icmostnucture of ferrite and pearlite in Q235 was fomed W hile in the side ofC Mn a martensite stnucture with a m icm hand- ness of 600 to 750 HV was found The composite material exhibits the excellent camprehensive mechanical pmoperties of both high toughness and strength KEY W ORDS composite materials cutting toolmaterials camposite casting interface 由于刀具材料的工作环境比较苛刻,人们对其 合成形,就可以使其整体具有高强度、高韧性的综合 硬度、耐磨性和抗冲击性等性能要求较高).其 性能,满足刀具材料的要求4),本文采用包覆浇铸 中,解决高硬度、强度与韧性之间的矛盾问题一直是 与热轧变形相结合的方法,制备了Q235 A /CWMn 刀具材料发展的主要课题之一·层状复合材料的发 基复合刀具材料,为金属基复合材料在刀具材料领 展,给刀具材料的开发提供了新思路,层状金属基 域的应用进行了研究, 复合材料是将两种或者多种不同性能的材料组元, 1实验材料及方法 通过液态或者固态方式结合在一起制备成形的,其 中各组元保持自身的组织性能,从而使复合材料整 1.1实验材料 体具有独特的综合性能,利用层状金属基复合材料 实验采用的原料分别为Q235级碳素结构钢和 的这一特点,将不同韧性和强度的金属材料进行组 CWMn工具钢,其化学成分如表1所示 收稿日期:2009-09-26 作者简介:解国良(1985)男,博士研究生:韩静涛(1957一)男,教授,博士,Email hanj mater usth edu cn
第 32卷 第 3期 2010年 3月 北 京 科 技 大 学 学 报 JournalofUniversityofScienceandTechnologyBeijing Vol.32No.3 Mar.2010 包覆浇铸和热轧工艺制备 Q235/CrWMn刀具材料 解国良 刘 靖 韩静涛 韩晓光 北京科技大学材料科学与工程学院北京 100083 摘 要 通过包覆浇铸 +热轧变形工艺制备了 Q235/CrWMn钢复合刀具材料并用扫描电子显微镜 (SEM)和维氏硬度仪分 析了复合材料的界面组织、成分和性能的变化规律.实验结果表明通过真空冶炼浇铸以及变形量超过 90%的热轧工艺可以 实现两种组元金属材料之间的冶金结合其中 Cr、W 等元素的过渡层宽度仅为 10~40μm.随后的热处理研究发现复合材料 在 830±5℃保温后空冷或者油淬时Q235一侧为珠光体 +铁素体组织CrWMn一侧为马氏体组织其硬度可达600~750HV 使复合刀具材料同时具有较好的韧性和强度. 关键词 复合材料;刀具材料;复合铸造;界面 分类号 TG335 PreparationofQ235/CrWMncuttingtoolmaterialbycompositecastingandhot rolling XIEGuo-liangLIUJingHANJing-taoHANXiao-Guang SchoolofMaterialsScienceandEngineeringUniversityofScienceandTechnologyBeijingBeijing100083China ABSTRACT AcompositecuttingtoolmaterialconsistingofQ235andCrWMnsteelwaspreparedbycompositecastingandhot rollingprocess.Throughvacuummeltingandcastingfollowedbyhotrollingdeformationwitharelativereductionlargerthan90%ex- cellentmetallurgicalbondingbetweenthecomponentmaterialswasobtainedwithaninterfacelayerofonly10to40μmwide.Heat treatmentexperimentswithdifferentcoolingmodeswerecarriedout.Theresultsshowedthatafteraircoolingoroilquenchingamix- turemicrostructureofferriteandpearliteinQ235wasformed.WhileinthesideofCrWMnamartensitestructurewithamicrohard- nessof600to750HVwasfound.Thecompositematerialexhibitstheexcellentcomprehensivemechanicalpropertiesofbothhigh toughnessandstrength. KEYWORDS compositematerials;cuttingtoolmaterials;compositecasting;interface 收稿日期:2009--09--26 作者简介:解国良 (1985— )男博士研究生;韩静涛 (1957— )男教授博士E-mail:hanjt@mater.ustb.edu.cn 由于刀具材料的工作环境比较苛刻人们对其 硬度、耐磨性和抗冲击性等性能要求较高 [1--3].其 中解决高硬度、强度与韧性之间的矛盾问题一直是 刀具材料发展的主要课题之一.层状复合材料的发 展给刀具材料的开发提供了新思路.层状金属基 复合材料是将两种或者多种不同性能的材料组元 通过液态或者固态方式结合在一起制备成形的.其 中各组元保持自身的组织性能从而使复合材料整 体具有独特的综合性能.利用层状金属基复合材料 的这一特点将不同韧性和强度的金属材料进行组 合成形就可以使其整体具有高强度、高韧性的综合 性能满足刀具材料的要求 [4--5].本文采用包覆浇铸 与热轧变形相结合的方法制备了 Q235A/CrWMn 基复合刀具材料为金属基复合材料在刀具材料领 域的应用进行了研究. 1 实验材料及方法 1∙1 实验材料 实验采用的原料分别为 Q235级碳素结构钢和 CrWMn工具钢其化学成分如表 1所示. DOI :10.13374/j.issn1001—053x.2010.03.011
第3期 解国良等:包覆浇铸和热轧工艺制备Q235CWMn刀具材料 ,341. 表1Q235 A /C Mn基复合刀具材料各组元材料化学成分(质量分数) Table 1 Chen ical comnposition ofQ235A and CMn steel % 钢种 91 Mn Cr 0235A 0.14-0.22 ≤0.30 0.30-0.65 0.050 ≤0.045 CMn 0.90-1.05 0.15-0.35 0.80-1.10 0.90-1.20 1.20-1.60 ≤0.030 ≤0.030 1.2复合坯料制备及成形 50%KC1十30%CaCb的盐浴中,在管式热处理炉 将CWMn钢棒材在10kg真空感应炉中加热到 中加热到830土5℃,保温20min然后分别水淬、油 1500℃左右重熔,以提高其钢液纯净度.随后将其 淬、空冷至室温 浇铸成锭,经机械加工后制成50mm×70mm× 表2Q235 A /CVMn复合板坯轧制过程道次分配 80mm的芯部材料,并用丙酮对其进行超声波清洗, Tabl 2 Pass reduction of hot molling process for Q235A C Mn con- 将方形铸铁模具预热至500℃左右,放入芯料 posite slabs 和支架,模具示意图如图1所示,模具厚度为 厚度mm 道次 相对压下量% 80mm采用10kg真空感应炉把Q235A棒材加热到 80 1500℃左右重熔,将其钢液沿外浇道浇铸到模具 70 1 12.5 中,以减小浇铸时模具上浇口与模具底部的温差, 10~64 2-8 20-25 外层的Q235A材料包覆在芯料周围,浇注温度为 5~10 9~11 20-30 1550~1600℃.钢液先在真空下缓冷至500℃左 右,再空冷至室温,制备成复合坏料. 1.4性能组织分析 外层钢液 对热轧后和热处理后的样品进行机械打磨、抛 光后在5%左右的硝酸乙醇溶液中侵蚀约30s采 用LE01450扫描电镜观察复合材料的界面组织、成 外浇道 分和性能的变化:对热处理后的样品沿双金属界面 方向使用HVS-1000数显显微硬度仪测定其HV显 025 微硬度,载荷1.96N,加载时间为15s 2实验结果与分析 2.1成形过程中的组织变化 本实验中,为防止浇铸过程中发生氧化,模具和 芯料的预热温度都比较低,在浇铸过程中,芯料的 过冷度约为1000℃左右,使得内外层金属之间并没 有形成完全的冶金结合,在界面附近甚至存在少量 100 显微缝隙,经大变形量的轧制后,使各层金属中的 图10235 A/CVMn复合坯料浇铸示意图(单位:mm 铸态组织发生了破碎、细化,界面上的显微缝隙也在 Fig 1 Schenatic diagnm of Q235A /CMn canposite casting 热变形过程中被焊合.轧制过程中复合材料的界面 pmcess (unit mm) 组织变化如图2所示,从图2(a)中可以看出,复合 将复合坯料在箱式电阻加热炉中加热至 板坯厚度为10mm,累积压下量达87%时,界面结合 1150℃,保温1h后,在350型轧机上进行热轧,复 比较完整,但仍然存在着少量缝隙,随着变形程度 合板坯的热轧温度为900~1150℃.热轧初始道次 的增加,界面结合得更加牢固.当复合板厚度减为 变形量为10%,中间各道次的变形量为20%~ 5mm、累积压下量达94%时,界面附近已经观察不 30%,具体变形制度见表2热轧后,缓冷至600℃ 到明显的缝隙,如图2(b)所示,由于轧制过程是在 左右,再空冷至室温 两种钢的奥氏体温度以上进行的,冷却方式均为空 1.3热处理工艺 冷,因此图2所示的不同轧制阶段中各组元金属的 将轧制复合后的材料切割成三个尺寸为 室温金相组织相同,Q235A钢一侧为铁素体十珠光 10mm×10mm×5mm的样品,置于20%NaCl+ 体组织,CWMn钢一侧则为马氏体组织十少量残余
第 3期 解国良等: 包覆浇铸和热轧工艺制备 Q235/CrWMn刀具材料 表 1 Q235A/CrWMn基复合刀具材料各组元材料化学成分 (质量分数 ) Table1 ChemicalcompositionofQ235AandCrWMnsteel % 钢种 C Si Mn Cr W S P Q235A 0∙14~0∙22 ≤0∙30 0∙30~0∙65 — — ≤0∙050 ≤0∙045 CrWMn 0∙90~1∙05 0∙15~0∙35 0∙80~1∙10 0∙90~1∙20 1∙20~1∙60 ≤0∙030 ≤0∙030 1∙2 复合坯料制备及成形 将 CrWMn钢棒材在10kg真空感应炉中加热到 1500℃左右重熔以提高其钢液纯净度.随后将其 浇铸 成 锭经 机 械 加 工 后 制 成 50mm×70mm× 80mm的芯部材料并用丙酮对其进行超声波清洗. 将方形铸铁模具预热至 500℃左右放入芯料 和支架模具示意图如图 1所示模具厚度为 80mm.采用 10kg真空感应炉把 Q235A棒材加热到 1500℃左右重熔将其钢液沿外浇道浇铸到模具 中以减小浇铸时模具上浇口与模具底部的温差. 外层的 Q235A材料包覆在芯料周围浇注温度为 1550~1600℃.钢液先在真空下缓冷至500℃左 右再空冷至室温制备成复合坯料. 图 1 Q235A/CrWMn复合坯料浇铸示意图 (单位:mm) Fig.1 Schematicdiagram ofQ235A/CrWMncompositecasting process(unit:mm) 将复 合 坯 料 在 箱 式 电 阻 加 热 炉 中 加 热 至 1150℃保温 1h后在 350型轧机上进行热轧.复 合板坯的热轧温度为 900~1150℃.热轧初始道次 变形量为 10%中间各道次的变形量为 20% ~ 30%具体变形制度见表 2.热轧后缓冷至 600℃ 左右再空冷至室温. 1∙3 热处理工艺 将轧 制 复 合 后 的 材 料 切 割 成 三 个 尺 寸 为 10mm×10mm×5mm的样品置于 20% NaCl+ 50% KCl+30% CaCl2 的盐浴中在管式热处理炉 中加热到 830±5℃保温 20min然后分别水淬、油 淬、空冷至室温. 表 2 Q235A/CrWMn复合板坯轧制过程道次分配 Table2 PassreductionofhotrollingprocessforQ235A/CrWMncom- positeslabs 厚度/mm 道次 相对压下量/% 80 — — 70 1 12∙5 10~64 2~8 20~25 5~10 9~11 20~30 1∙4 性能组织分析 对热轧后和热处理后的样品进行机械打磨、抛 光后在 5%左右的硝酸--乙醇溶液中侵蚀约 30s采 用 LEO1450扫描电镜观察复合材料的界面组织、成 分和性能的变化;对热处理后的样品沿双金属界面 方向使用 HVS--1000数显显微硬度仪测定其 HV显 微硬度载荷 1∙96N加载时间为 15s. 2 实验结果与分析 2∙1 成形过程中的组织变化 本实验中为防止浇铸过程中发生氧化模具和 芯料的预热温度都比较低.在浇铸过程中芯料的 过冷度约为 1000℃左右使得内外层金属之间并没 有形成完全的冶金结合在界面附近甚至存在少量 显微缝隙.经大变形量的轧制后使各层金属中的 铸态组织发生了破碎、细化界面上的显微缝隙也在 热变形过程中被焊合.轧制过程中复合材料的界面 组织变化如图 2所示.从图 2(a)中可以看出复合 板坯厚度为 10mm累积压下量达 87%时界面结合 比较完整但仍然存在着少量缝隙.随着变形程度 的增加界面结合得更加牢固.当复合板厚度减为 5mm、累积压下量达 94%时界面附近已经观察不 到明显的缝隙如图 2(b)所示.由于轧制过程是在 两种钢的奥氏体温度以上进行的冷却方式均为空 冷因此图 2所示的不同轧制阶段中各组元金属的 室温金相组织相同.Q235A钢一侧为铁素体 +珠光 体组织CrWMn钢一侧则为马氏体组织 +少量残余 ·341·
,342 北京科技大学学报 第32卷 奥氏体,随着变形量的增加,图2(b)中材料的组织 位置珠光体含量明显增加,而CWMn钢一侧靠近 更为细小,另外,由于两种组原材料成分不同,合金 界面的位置则马氏体板条减少,界面附近的组织变 元素原子也在热变形过程中发生扩散.因此,从热 化和形貌观察可以说明,这两种金属之间形成了完 轧变形后的样品中可以发现,Q235A中靠近界面的 全的治金结合, 20μm 20 uim 图2轧制后Q235 A /CV Mn复合材料的组织变化(左侧为Q235钢,右侧为CWMn)-(a)复合板厚度为10mm:(b)复合板厚度为5mm Fig 2 M icmostnicture evolution of Q235A/CMn comnposite materials during hot rolling process the left sie is Q235 steel and the right side is CMn steel):(a)slab thickness of 10mm:(b)slab thickness of5mm 图3是对轧后样品沿垂直界面方向进行EDS 更宽,这一过渡区域是由合金元素原子的互扩散 线能谱采集得到的结果,其中的曲线分别代表 而产生的,它的存在,一方面说明两种金属间的 W、C元素沿界面附近的分布情况,从图3中可 界面结合紧密,成分、组织在界面区域连续变化, 以看出,W、C等元素原子是沿着界面连续分布 反映出较好的冶金结合特性;另一方面说明过渡 的,并且在界面附近有一个明显的过渡区域,测 层区域的宽度远小于两种组元材料的厚度,使得 量可知,W、C元素对应的这一过渡区域宽度为 两种材料各自的成分变化不大,还能够保留各自 20~25m,而间隙原子(如C)对应的过渡区域 的物理性能 b 80m 80 um 图3轧制后复合材料界面附近合金元素的分布(佐侧为Q235钢,右侧为CWM)(a)W元素的EDS能谱:(b)C元素的EDs能谱 Fig 3 Alloying ekment distribution alng the interface the left side is Q235 steel and the right is CMn stcel):(a)EDS linear scanning map of W:(b)EDS linear scanning map ofCr 2.2热处理后的组织变化 为了防止网状碳化物的形成,CWMn钢一般采 由于本文中的两种组元材料在热处理温度、冷 用油淬或者熔融硝盐盐浴中冷却,而Q235A则一般 却制度方面的要求和选择差异较大.其中,CWMn 采用热轧后空冷或者正火·由于在高温范围冷却过 钢通常的热处理温度为780~820℃,并且随着温度 快时容易形成魏氏组织),严重降低其塑性和韧 升高,冷却后组织中的残余奥氏体含量增加,硬度降 性,因此本文分别对样品采用空冷、矿物机油中淬火 低[6-7]:而Q235A钢的奥氏体化温度,约为840℃左 和水淬三种冷却方式,以确定最佳的冷却方式,其冷 右⑧),综合考虑两种材料的性能,最终选择热处理 却速率见表3 温度为830土5℃. 图4为不同方式冷却到室温后复合材料界面组
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 奥氏体.随着变形量的增加图 2(b)中材料的组织 更为细小.另外由于两种组原材料成分不同合金 元素原子也在热变形过程中发生扩散.因此从热 轧变形后的样品中可以发现Q235A中靠近界面的 位置珠光体含量明显增加而 CrWMn钢一侧靠近 界面的位置则马氏体板条减少.界面附近的组织变 化和形貌观察可以说明这两种金属之间形成了完 全的冶金结合. 图 2 轧制后 Q235A/CrWMn复合材料的组织变化 (左侧为 Q235钢右侧为 CrWMn).(a)复合板厚度为 10mm;(b)复合板厚度为 5mm Fig.2 MicrostructureevolutionofQ235A/CrWMncompositematerialsduringhotrollingprocess(theleftsideisQ235steelandtherightsideis CrWMnsteel):(a) slabthicknessof10mm;(b) slabthicknessof5mm 图 3是对轧后样品沿垂直界面方向进行 EDS 线能谱采集得到的结果其中的曲线分别代表 W、Cr元素沿界面附近的分布情况.从图 3中可 以看出W、Cr等元素原子是沿着界面连续分布 的并且在界面附近有一个明显的过渡区域.测 量可知W、Cr元素对应的这一过渡区域宽度为 20~25μm而间隙原子 (如 C)对应的过渡区域 更宽.这一过渡区域是由合金元素原子的互扩散 而产生的.它的存在一方面说明两种金属间的 界面结合紧密成分、组织在界面区域连续变化 反映出较好的冶金结合特性;另一方面说明过渡 层区域的宽度远小于两种组元材料的厚度使得 两种材料各自的成分变化不大还能够保留各自 的物理性能. 图 3 轧制后复合材料界面附近合金元素的分布 (左侧为 Q235钢右侧为 CrWMn).(a) W元素的 EDS能谱;(b) Cr元素的 EDS能谱 Fig.3 Alloyingelementdistributionalongtheinterface(theleftsideisQ235steelandtherightisCrWMnsteel):(a) EDSlinearscanningmapof W;(b) EDSlinearscanningmapofCr 2∙2 热处理后的组织变化 由于本文中的两种组元材料在热处理温度、冷 却制度方面的要求和选择差异较大.其中CrWMn 钢通常的热处理温度为 780~820℃并且随着温度 升高冷却后组织中的残余奥氏体含量增加硬度降 低 [6--7];而 Q235A钢的奥氏体化温度约为 840℃左 右 [8].综合考虑两种材料的性能最终选择热处理 温度为830±5℃. 为了防止网状碳化物的形成CrWMn钢一般采 用油淬或者熔融硝盐盐浴中冷却而 Q235A则一般 采用热轧后空冷或者正火.由于在高温范围冷却过 快时容易形成魏氏组织 [9]严重降低其塑性和韧 性因此本文分别对样品采用空冷、矿物机油中淬火 和水淬三种冷却方式以确定最佳的冷却方式其冷 却速率见表 3. 图 4为不同方式冷却到室温后复合材料界面组 ·342·
第3期 解国良等:包覆浇铸和热轧工艺制备Q235CWMn刀具材料 ,343. 表3不同冷却方式的实验冷却速率 其中,水淬时冷却速率过快,CWMn钢一侧和复合 Table 3 Coolng rate of different cooling modes 材料界面位置发生开裂,如图4(c)所示.分析其原 冷却方式 空冷 油淬 水淬 因:一方面是由于CWMn钢一侧奥氏体晶粒向马 实验冷速1℃·s1) 1-2 20~30 100-120 氏体转变时,产生不均匀应力和应变,在晶界和晶内 均产生不均匀的显微局部应力,甚至应力集中,削弱 织情况.比较图4(a)、(b)和(c)可以看出,三种冷 了晶界和晶内个别微区的结合,以致发生显微破裂: 却方式对应的室温组织基本相同:Q235A一侧仍然 另一方面,从宏观角度看,由于两种组元材料的组织 为铁素体珠光体组织;CWMn钢一侧为马氏体十 性能和热膨胀系数差异较大,在冷却速率较大的情 少量残余奥氏体组织,同时,还有较多弥散析出的 况下,界面上也会产生较大的附加应力,导致了宏观 W、C的碳化物,如图4中CWMn钢一侧的白点, 裂纹 10μm 10 um 201m 图4不同方式冷却后的Q235 A /CMn复合材料显微组织SEM照片·(a)空冷;(b)油淬;(c)水淬 Fig4 SEM m icmogmaphs of Q235A CMn comnposite materials under different cooling modes (a)air cooling (b)oil quenching (c)water quenching 比较图4(a)和(b)可以看出,油淬后的样品比 组织含量较低,仅为30%左右.更加远离界面的区 空冷样品CWMn钢一侧马氏体板条尺寸更小,残 域,珠光体组织含量明显增加,如表4所示,在靠近 余奥氏体含量也明显减少.油淬后的样品Q235一 界面的区域,由于合金元素原子的扩散,Q235A钢 侧室温组织中的铁素体分布明显不均匀,图5是油 一侧CrW、Mn和C等元素含量较高,其中,CrW 淬后Q235A钢一侧的SM照片.可以看出,靠近界 可以推迟碳化物形成和长大的速度,并且能够增强 面附近约40m宽的区域,铁素体含量较高,珠光体 固溶体原子之间的结合力,减小Fe的自扩散系数, 从而减慢珠光体的形成速度,Mn既可以减慢渗碳 体的形核和长大,又强烈推迟Yα相变,也减慢了 珠光体形成的速度).但是,在距离界面更远的位 置(40~140m),距离已经大于CxW和Mn原子 的扩散距离,只有C原子通过扩散,浓度升高,因此 导致了珠光体含量的升高,这一现象也说明,经过 100μm 不同的热变形和热处理,CrMn和W等间隙原子在 图5Q235A一侧油淬后的SM照片(左侧为Q235A) 界面区域的扩散距离为10~40m山.相比之下, Fig 5 SEM m icrogmaph of Q235A after oil quench ing the left side 空冷的样品由于冷却速率较慢,上述合金元素原子 is (235 steel) 对其中相转变速度的影响不明显,故Q235A钢一侧
第 3期 解国良等: 包覆浇铸和热轧工艺制备 Q235/CrWMn刀具材料 表 3 不同冷却方式的实验冷却速率 Table3 Coolingrateofdifferentcoolingmodes 冷却方式 空冷 油淬 水淬 实验冷速/(℃·s—1) 1~2 20~30 100~120 织情况.比较图 4(a)、(b)和 (c)可以看出三种冷 却方式对应的室温组织基本相同:Q235A一侧仍然 为铁素体 +珠光体组织;CrWMn钢一侧为马氏体 + 少量残余奥氏体组织同时还有较多弥散析出的 W、Cr的碳化物如图 4中 CrWMn钢一侧的白点. 其中水淬时冷却速率过快CrWMn钢一侧和复合 材料界面位置发生开裂如图 4(c)所示.分析其原 因:一方面是由于 CrWMn钢一侧奥氏体晶粒向马 氏体转变时产生不均匀应力和应变在晶界和晶内 均产生不均匀的显微局部应力甚至应力集中削弱 了晶界和晶内个别微区的结合以致发生显微破裂; 另一方面从宏观角度看由于两种组元材料的组织 性能和热膨胀系数差异较大在冷却速率较大的情 况下界面上也会产生较大的附加应力导致了宏观 裂纹. 图 4 不同方式冷却后的 Q235A/CrWMn复合材料显微组织 SEM照片.(a) 空冷;(b) 油淬;(c) 水淬 Fig.4 SEM micrographsofQ235A/CrWMncompositematerialsunderdifferentcoolingmodes:(a) aircooling;(b) oilquenching; (c) water quenching 图 5 Q235A一侧油淬后的 SEM照片 (左侧为 Q235A) Fig.5 SEMmicrographofQ235Aafteroilquenching(theleftside isQ235steel) 比较图 4(a)和 (b)可以看出油淬后的样品比 空冷样品 CrWMn钢一侧马氏体板条尺寸更小残 余奥氏体含量也明显减少.油淬后的样品 Q235一 侧室温组织中的铁素体分布明显不均匀.图 5是油 淬后 Q235A钢一侧的 SEM照片.可以看出靠近界 面附近约 40μm宽的区域铁素体含量较高珠光体 组织含量较低仅为 30%左右.更加远离界面的区 域珠光体组织含量明显增加如表 4所示.在靠近 界面的区域由于合金元素原子的扩散Q235A钢 一侧 Cr、W、Mn和 C等元素含量较高.其中Cr、W 可以推迟碳化物形成和长大的速度并且能够增强 固溶体原子之间的结合力减小 Fe的自扩散系数 从而减慢珠光体的形成速度.Mn既可以减慢渗碳 体的形核和长大又强烈推迟 γ→α相变也减慢了 珠光体形成的速度 [10].但是在距离界面更远的位 置 (40~140μm)距离已经大于 Cr、W 和 Mn原子 的扩散距离只有 C原子通过扩散浓度升高因此 导致了珠光体含量的升高.这一现象也说明经过 不同的热变形和热处理Cr、Mn和 W等间隙原子在 界面区域的扩散距离为 10~40μm [11].相比之下 空冷的样品由于冷却速率较慢上述合金元素原子 对其中相转变速度的影响不明显故 Q235A钢一侧 ·343·
,344 北京科技大学学报 第32卷 室温组织大小、种类均分布均匀,如图4(a)所示, 者油淬的样品,Q235一侧的硬度为150~250HV之 表4油淬冷却后的样品Q235A钢一侧的铁素体、珠光体组织含量 间,而CWMn一侧的硬度可达600~750HV,实现 Table 4 The concentration of ferrite and pearlite in Q235 after oil 了良好的韧性和强度的有机结合,具有较好的综合 quench ing 性能,有广阔的开发和应用前景, 距界面的 面积分数% 位置m 参考文献 铁素体 珠光体 140 59.9 40.1 JMater P rocess Technol 2001 115,402 [3]Yu Z Y.LiX D.XiZM.Fabrication and mechanical pmoperties 2.3热处理后的性能分析 of high perfomance ahm ina cutting tool materials J Mater Met 为了与刀具材料的性能进行比较,本实验对复 aⅡ20087(3):174 合材料界面附近进行了HV硬度分析,以界面位置 (偷肇元,李晓东,修稚萌,氧化铝陶瓷刀具材料的制备及力 为原点,沿两侧组元材料方向每隔0.3mm的位置进 学性能.材料与冶金学报,20087(3):174) [4]Yu ZM,WuC J X ie JX,et al Headway and study of contnu- 行两次HV硬度测量,并取其平均值,结果如图6所 ous casting for bmetal camposite materials Foundry Technol 示,由于油淬时冷却速率比空冷更快,对应的复合 2004,25(5):399 材料金相组织也更细小,因此其硬度值也略高, (于治民,吴春京,谢建新,等。双金属层状复合材料连铸工 Q235一侧的硬度为150~250HV,而CWMn一侧 艺的研究进展.铸造技术,2004.25(5):399) 的硬度可达600~750HV.结合图(4)中的金相组 [5]Yu JM.XiaoY Z W angQ J etal New devebpment of technol 织分析可以看出:复合板样品中CWMn一侧硬度 ogy of clad metal Chin JMater Res 2000 14(1):12 (于九明,孝云祯,王群骄,等.金属层状复合技术及其新进 很高,但由于其组织是马氏体,韧性、耐冲击性能比 展.材料研究学报,200014(1):12) 较差;而覆层Q235一侧,在空冷或者油淬的情况 [6]Yang JH.mprovenent on heat treatent process for steelCMn 下,均是铁素体加珠光体组织,而且硬度较低,具有 thread rolling die Die Moul Ind 2008(1):66 较好的塑性和韧性,这样的组合就可以使复合材料 (杨金花,CWM钢制滚丝模热处理工艺改进.模具工业, 具有较好的韧性,提高了耐冲击性能 2008(1):66) [7]Gao S J Shen B L Effect of heat treament on the retained aus- 750 tenite of a col work ing steel CMn J Sichuan Un ion Univ Eng 量一油冷 Sei Ed1999.3(3):97 ●一空冷 600 (高升吉,沈保罗。热处理工艺对CWM冷作模具钢残余奥 氏体的影响.四川联合大学学报:工程科学版,1999.3(3): 97) 450 [8]W ang R Z Yang Z M.Che Y M.Static merystallication of de- fomed austenite in lw catbon steelQ235.J Imon SteelRes 2006, 18(3):33 (任瑞珍,杨忠民,车彦民,低碳钢Q235形变奥氏体的静态 150 再结晶.钢铁研究学报,2006,18(3):33) 0.6 0.3 0 0.3 0.6 位置/mm [9]Zhang W.Chen Y.Metallogmphical analysis of elongation dis- 图60235 A /CMn复合材料界面附近的硬度分布 qualifed samples from Q235 hot molling plte Imon Stcel 2004, Fig 6 Hanlness distrbution alng the nterface of Q235A /CMn 39(4):57 com posile materials (张维,陈晔.Q235热轧钢板伸长率不合试样的金相分析.钢 铁,200439(4):57) 3结论 [10]Song W X.Metal Scince Beijng Metallrgical Industry Press 1997 通过包覆浇铸十热轧变形的复合工艺方法,制 (宋维锡,金属学.北京:治金工业出版社,1997) 备了以Q235为覆层、CWMn钢为芯层的复合刀具 [11]Gonez X.Echeberria J M icmstruchre and mechanical pmoper 材料,其中的两种组元金属之间实现了治金结合· ties of catbon steelA210-superalloy Sanicm 28 binetallic ubes 热处理工艺研究发现,830士5℃保温后空冷或 Mater Sci Eng A 2003 348.180
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 室温组织大小、种类均分布均匀如图 4(a)所示. 表 4 油淬冷却后的样品 Q235A钢一侧的铁素体、珠光体组织含量 Table4 TheconcentrationofferriteandpearliteinQ235afteroil quenching 距界面的 位置/μm 面积分数/% 铁素体 珠光体 <40 68∙1 31∙9 40~140 35∙7 64∙3 >140 59∙9 40∙1 2∙3 热处理后的性能分析 为了与刀具材料的性能进行比较本实验对复 合材料界面附近进行了 HV硬度分析.以界面位置 为原点沿两侧组元材料方向每隔0∙3mm的位置进 行两次 HV硬度测量并取其平均值结果如图 6所 示.由于油淬时冷却速率比空冷更快对应的复合 材料金相组织也更细小因此其硬度值也略高. Q235一侧的硬度为 150~250HV而 CrWMn一侧 的硬度可达 600~750HV.结合图 (4)中的金相组 织分析可以看出:复合板样品中 CrWMn一侧硬度 很高但由于其组织是马氏体韧性、耐冲击性能比 较差;而覆层 Q235一侧在空冷或者油淬的情况 下均是铁素体加珠光体组织而且硬度较低具有 较好的塑性和韧性.这样的组合就可以使复合材料 具有较好的韧性提高了耐冲击性能. 图 6 Q235A/CrWMn复合材料界面附近的硬度分布 Fig.6 HardnessdistributionalongtheinterfaceofQ235A/CrWMn compositematerials 3 结论 通过包覆浇铸 +热轧变形的复合工艺方法制 备了以 Q235为覆层、CrWMn钢为芯层的复合刀具 材料其中的两种组元金属之间实现了冶金结合. 热处理工艺研究发现830±5℃保温后空冷或 者油淬的样品Q235一侧的硬度为 150~250HV之 间而 CrWMn一侧的硬度可达 600~750HV实现 了良好的韧性和强度的有机结合具有较好的综合 性能有广阔的开发和应用前景. 参 考 文 献 [1] MillsB.Recentdevelopmentsincuttingtoolmaterials.JMater ProcessTechnol199656:16 [2] NabhaniF.Wearmechanismsofultrahardcuttingtoolsmaterials. JMaterProcessTechnol2001115:402 [3] YuZYLiXDXiuZM.Fabricationandmechanicalproperties ofhighperformancealuminacuttingtoolmaterials.JMaterMet- all20087(3):174 (俞肇元李晓东修稚萌.氧化铝陶瓷刀具材料的制备及力 学性能.材料与冶金学报20087(3):174) [4] YuZMWuCJXieJXetal.Headwayandstudyofcontinu- ouscastingforbimetalcompositematerials.FoundryTechnol 200425(5):399 (于治民吴春京谢建新等.双金属层状复合材料连铸工 艺的研究进展.铸造技术200425(5):399) [5] YuJMXiaoYZWangQJetal.Newdevelopmentoftechnol- ogyofcladmetal.ChinJMaterRes200014(1):12 (于九明孝云祯王群骄等.金属层状复合技术及其新进 展.材料研究学报200014(1):12) [6] YangJH.ImprovementonheattreatmentprocessforsteelCrWMn threadrollingdie.DieMouldInd2008(1):66 (杨金花.CrWMn钢制滚丝模热处理工艺改进.模具工业 2008(1):66) [7] GaoSJShenBL.Effectofheattreatmentontheretainedaus- teniteofacold-workingsteelCrWMn.JSichuanUnionUnivEng SciEd19993(3):97 (高升吉沈保罗.热处理工艺对 CrWMn冷作模具钢残余奥 氏体的影响.四川联合大学学报:工程科学版19993(3): 97) [8] WangRZYangZMCheYM.Staticrecrystallizationofde- formedausteniteinlowcarbonsteelQ235.JIronSteelRes2006 18(3):33 (王瑞珍杨忠民车彦民.低碳钢 Q235形变奥氏体的静态 再结晶.钢铁研究学报200618(3):33) [9] ZhangWChenY.Metallographicalanalysisofelongationdis- qualifiedsamplesfromQ235hotrollingplate.IronSteel2004 39(4):57 (张维陈晔.Q235热轧钢板伸长率不合试样的金相分析.钢 铁200439(4):57) [10] SongW X.MetalScience.Beijing:MetallurgicalIndustryPress 1997 (宋维锡.金属学.北京:冶金工业出版社1997) [11] GómezXEcheberriaJ.Microstructureandmechanicalproper- tiesofcarbonsteelA210-superalloySanicro28bimetallictubes. MaterSciEngA2003348:180 ·344·