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·
