铌对喷射成形M3：2型高速钢组织和性能的影响.pdf_大学文库

第36卷第10期北京科技大学学报 Vol.36 No.10 2014年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2014 铌对喷射成形M3:2型高速钢组织和性能的影响卢林”，黄进峰四，侯陇刚”，张金祥”，王和斌”，崔华2，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:huang-f@263.nct 摘要采用喷射成形工艺制备了含铌和不含铌M3:2型高速钢，然后进行锻造加工.利用扫描电子显微镜、X射线能谱仪、X 射线衍射仪等研究了铌对喷射成形M3:2型高速钢组织和性能的影响.铌的加入细化了沉积态的组织，减小了M,C共晶碳化物尺寸，而对MC的成分影响不明显.沉积态中MC碳化物的数量随铌含量提高而增多，且其成分变化显著.铌的加入可以提高喷射成形M3:2型高速钢的抗回火软化性和二次硬化能力.但是，当铌质量分数为1%时，组织中形成数量较多且难以破碎的以铌为主的块状MC碳化物，导致钢的弯曲强度和冲击韧性下降.铌质量分数为0.5%的喷射成形M3:2型高速钢可以获得最佳的硬度、弯曲强度和冲击韧性. 关键词高速钢：喷射成形；组织；力学性能；铌；合金化分类号TG142.45 Effect of niobium on the microstructure and properties of spray-formed M3:2 high speed steel LU Lin,HUANG Jin-feng HOU Long-gang",ZHANG Jin-xiang,WANG He-bin",CUI Hua,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:huang-j-@263.net ABSTRACT AISI M3:2 high speed steels with or without niobium addition were prepared via spray forming,then subjected to forg- ing processes.The effects of Nb on the microstructure and properties of the high speed steels were investigated by scanning electron mi- croscopy,energy dispersive spectroscopy and X-ray diffraction.It is found that Nb addition can refine the microstructure of the as-de- posited steels and decrease the size of M,C eutectic carbides.The amount of MC carbides in the as-deposited steels increases with in- creasing Nb content.The tempering resistance and second hardening ability of the high speed steel are improved by Nb addition.With a1%Nb addition,lots of bulk Nb-rich primary MC carbides can form,which becomes the main cause of the reduction in bending strength and impact toughness of the high speed steel.However,the best mechanical properties can be achieved in the presence of 0.5%Nh. KEY WORDS high speed steel:spray forming:microstructure:mechanical properties:niobium;alloying 铌是一种对碳具有极高亲和力的元素，能形成的价格昂贵，阻碍了其在高速钢中的应用.直到巴非常稳定的碳化物，很适合在工具钢中做碳化物形西发现蕴藏丰富的烧绿石沉淀矿，铌在高速钢中的成元素，高速钢中加铌的尝试来源于独立优化基体应用研究又开始活跃起来6-0.文献1-13]研成分（影响二次硬化）和块状碳化物体积分数（主要究了铌对工具钢凝固过程的影响，认为质量分数影响磨损)的合金化思路口.铌作为高速钢合金元 2%的铌含量己经足够诱导NbC直接从熔体中析素的应用最早可以追溯至1955年回.由于当时铌出，导致一次碳化物颗粒粗大.文献14-16]研究收稿日期：201401一14 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2011CB606303) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.10.003:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷第 10 期 2014 年 10 月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 10 Oct． 2014 铌对喷射成形 M3∶ 2型高速钢组织和性能的影响卢林1) ，黄进峰1) ，侯陇刚1) ，张金祥1) ，王和斌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: huang-j-f@ 263． net 摘要采用喷射成形工艺制备了含铌和不含铌 M3∶ 2型高速钢，然后进行锻造加工．利用扫描电子显微镜、X 射线能谱仪、X 射线衍射仪等研究了铌对喷射成形 M3∶ 2型高速钢组织和性能的影响．铌的加入细化了沉积态的组织，减小了 M2C 共晶碳化物尺寸，而对 M2C 的成分影响不明显．沉积态中 MC 碳化物的数量随铌含量提高而增多，且其成分变化显著．铌的加入可以提高喷射成形 M3∶ 2型高速钢的抗回火软化性和二次硬化能力．但是，当铌质量分数为 1% 时，组织中形成数量较多且难以破碎的以铌为主的块状 MC 碳化物，导致钢的弯曲强度和冲击韧性下降．铌质量分数为 0. 5% 的喷射成形 M3∶ 2型高速钢可以获得最佳的硬度、弯曲强度和冲击韧性．关键词高速钢; 喷射成形; 组织; 力学性能; 铌; 合金化分类号 TG 142. 45 Effect of niobium on the microstructure and properties of spray-formed M3 ∶ 2 high speed steel LU Lin1) ，HUANG Jin-feng1)  ，HOU Long-gang1) ，ZHANG Jin-xiang1) ，WANG He-bin1) ，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: huang-j-f@ 263． net ABSTＲACT AISI M3∶ 2 high speed steels with or without niobium addition were prepared via spray forming，then subjected to forging processes． The effects of Nb on the microstructure and properties of the high speed steels were investigated by scanning electron microscopy，energy dispersive spectroscopy and X-ray diffraction． It is found that Nb addition can refine the microstructure of the as-deposited steels and decrease the size of M2C eutectic carbides． The amount of MC carbides in the as-deposited steels increases with increasing Nb content． The tempering resistance and second hardening ability of the high speed steel are improved by Nb addition． With a 1% Nb addition，lots of bulk Nb-rich primary MC carbides can form，which becomes the main cause of the reduction in bending strength and impact toughness of the high speed steel． However，the best mechanical properties can be achieved in the presence of 0. 5% Nb． KEY WOＲDS high speed steel; spray forming; microstructure; mechanical properties; niobium; alloying 收稿日期: 2014--01--14 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2011CB606303) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 10． 003; http: / /journals． ustb． edu． cn 铌是一种对碳具有极高亲和力的元素，能形成非常稳定的碳化物，很适合在工具钢中做碳化物形成元素，高速钢中加铌的尝试来源于独立优化基体成分( 影响二次硬化) 和块状碳化物体积分数( 主要影响磨损) 的合金化思路［1］．铌作为高速钢合金元素的应用最早可以追溯至 1955 年［2］．由于当时铌的价格昂贵，阻碍了其在高速钢中的应用．直到巴西发现蕴藏丰富的烧绿石沉淀矿，铌在高速钢中的应用研究又开始活跃起来［3 － 10］．文献［11 － 13］研究了铌对工具钢凝固过程的影响，认为质量分数 2% 的铌含量已经足够诱导 NbC 直接从熔体中析出，导致一次碳化物颗粒粗大．文献［14 － 16］研究

第10期卢林等：铌对喷射成形M3:2型高速钢组织和性能的影响 ·1293· 了在M2高速钢中以铌代替部分或者全部的钒，结 W、Mo、Cr、V(质量分数50%)-Fe合金和Nb(质量果表明铌的加入有利于细化铸态组织和提高M2 分数65%)-Fe合金，保温一定时间后浇注到中间高速钢的切削性能.同时指出当M2高速钢中的包，经雾化、沉积后形成直径180mm、高度70mm的钒全部被铌替代时，不能产生充足的二次硬化. 沉积坯.分别制备了不含铌M3:2型高速钢(SFM3: Kheirandish等7-9研究了Nb对铸态M7高速钢 2)和含铌M3:2型高速钢(SFMN0.5,SFMN1),其化组织性能的影响，发现随着铌含量的增加凝固组学成分如表1，喷射成形工艺参数见表2. 织中MC碳化物数量增加，但是共晶碳化物的总量表1原材料及喷射成形高速钢化学成分（质量分数）减少.在性能上，铌的加入提高了M7的耐磨性和 Table 1 Chemical composition of the master alloy and spray-formed high 弯曲强度 speed steels % 随着工具钢材料进一步提高性能，降低成本钢号 C W Mo Cr V Nb Fe 的市场要求，19世纪80年代末又开始铌在高速钢 M2 0.885.774.664.181.91-余量中代替钼、钨等贵重元素的研究0-20.但是，由于 SFM3:21.306.205.104.603.00 余量传统铸造工艺冷速缓慢，含铌高速钢凝固过程中 SFMNO.5 1.316.104.904.482.750.5 余量容易形成粗大的共晶组织，甚至在高铌含量的情 SFMNI 1.316.005.004.402.501.0余量况下，粗大MC碳化物从熔体中直接析出，最终影从沉积坯上线切割10mm×10mm×10mm的响高速钢性能的提升，也阻碍了含铌高速钢的发试样，一组不做处理，另一组分别在1000℃、1050℃ 展应用.粉末治金工艺的快速发展为含铌高速钢和1100℃保温1h后水冷淬火用于研究M,C碳化的开发应用提供了新的契机，Thyssen Edelstahl开物的分解.试样经砂纸打磨、机械抛光和4%硝酸乙发了两种含铌粉末治金高速钢，牌号分别为TSP1 和TSP8,并取得专利和实际应用四.但是，粉末醇溶液侵蚀后，利用ZEISS supra55场发射扫描电镜治金工艺复杂，工序多，成本高-2刘，使得粉末治观察组织形貌，用X射线能谱仪分析碳化物的化学成分，用PHILIPSAPD一l0型X射线衍射仪(Cu靶K。金主要用于生产制备高性能高速钢，限制了其产辐射，工作电压40kV,步长0.02°，扫描速度品的应用范围，也制约着含铌高速钢的进一步推 4°·min1)进行相组成分析.从沉积坯料上取直径广.喷射成形技术具有冷速快、近终形成形、工序为45mm的坯料进行热加工，将其锻造成直径为短、成本低等诸多优点，可以极大地抑制了材料凝 16mm的棒料，始锻温度为1160℃，终锻温度950℃，固过程中的宏观偏析，细化组织，提高基体固溶埋入沙中冷却.从锻造棒料取样品密封于充有A 度，从而提高材料强韧性.利用喷射成形技术制备的真空石英管中热处理后测试其硬度、弯曲强度和冲高性能钢铁材料，尤其是在工模具钢材料方面进行了大量研究s-刃，并被证明是一种能提升高速击韧性.热处理工艺为：900℃，90min,炉冷+1200℃， 20min,油冷+560℃，60min,空冷(3次).硬度测钢性能且成本较为低廉的有效手段.喷射成形高试在TH320洛氏硬度仪上进行，每个试样测取七个速钢相对于传统铸造高速钢具有组织和性能上的点，去掉最大值和最小值之后求平均值作为硬度值. 优势，在与粉末治金高速钢性能相近的情况下能弯曲强度测试采用三点弯曲试验，试验标准为GB/ 大量的节约生产成本，有较广阔的应用前景.然 T228一2002，试样尺寸为5mm×5mm×35mm,跨而，目前国内研究的重点在于直接利用喷射成形技术制备现有牌号的高速钢，未能充分发挥喷射距为30mm;冲击试验所用试验机型号为JB-30B, 成形工艺的优势.本文主要研究了Nb合金化之后采用10mm×10mm×55mm的无缺口试样，四个长面都进行了精磨加工，保证表面具有较低的粗糙度. 对喷射成形M3:2型高速钢组织性能的影响，试图结合先进制备技术和合金元素的优化设计，为开表2喷射成形主要工艺参数发适合喷射成形技术工艺特点的含铌高速钢提供 Table 2 Parameters of spray forming process 基础数据参数数据过热度/℃ 120~170 1实验方法导流嘴直径/mm 3.04.0 实验材料在北京科技大学喷射成形设备上制雾化介质 N2 备.原材料为宝钢产2高速钢（成分见表1），采用雾化压力/MPa 0.35-0.5 中频感应炉加热重熔，完全熔化后加入适量的C、沉积距离/mm 350~500

第 10 期卢林等: 铌对喷射成形 M3∶ 2型高速钢组织和性能的影响了在 M2 高速钢中以铌代替部分或者全部的钒，结果表明铌的加入有利于细化铸态组织和提高 M2 高速钢的切削性能．同时指出当 M2 高速钢中的钒全部被铌替代时，不能产生充足的二次硬化． Kheirandish 等［17 － 19］研究了 Nb 对铸态 M7 高速钢组织性能的影响，发现随着铌含量的增加凝固组织中 MC 碳化物数量增加，但是共晶碳化物的总量减少．在性能上，铌的加入提高了 M7 的耐磨性和弯曲强度．随着工具钢材料进一步提高性能，降低成本的市场要求，19 世纪 80 年代末又开始铌在高速钢中代替钼、钨等贵重元素的研究［20 － 21］．但是，由于传统铸造工艺冷速缓慢，含铌高速钢凝固过程中容易形成粗大的共晶组织，甚至在高铌含量的情况下，粗大 MC 碳化物从熔体中直接析出，最终影响高速钢性能的提升，也阻碍了含铌高速钢的发展应用．粉末冶金工艺的快速发展为含铌高速钢的开发应用提供了新的契机，Thyssen Edelstahl 开发了两种含铌粉末冶金高速钢，牌号分别为 TSP1 和 TSP8，并取得专利和实际应用［22］．但是，粉末冶金工艺复杂，工序多，成本高［23 － 24］，使得粉末冶金主要用于生产制备高性能高速钢，限制了其产品的应用范围，也制约着含铌高速钢的进一步推广．喷射成形技术具有冷速快、近终形成形、工序短、成本低等诸多优点，可以极大地抑制了材料凝固过程中的宏观偏析，细化组织，提高基体固溶度，从而提高材料强韧性．利用喷射成形技术制备高性能钢铁材料，尤其是在工模具钢材料方面进行了大量研究［25 － 27］，并被证明是一种能提升高速钢性能且成本较为低廉的有效手段．喷射成形高速钢相对于传统铸造高速钢具有组织和性能上的优势，在与粉末冶金高速钢性能相近的情况下能大量的节约生产成本，有较广阔的应用前景．然而，目前国内研究的重点在于直接利用喷射成形技术制备现有牌号的高速钢，未能充分发挥喷射成形工艺的优势．本文主要研究了 Nb 合金化之后对喷射成形 M3∶ 2型高速钢组织性能的影响，试图结合先进制备技术和合金元素的优化设计，为开发适合喷射成形技术工艺特点的含铌高速钢提供基础数据． 1 实验方法实验材料在北京科技大学喷射成形设备上制备．原材料为宝钢产 M2 高速钢( 成分见表 1) ，采用中频感应炉加热重熔，完全熔化后加入适量的 C、 W、Mo、Cr、V( 质量分数 50% ) --Fe 合金和 Nb( 质量分数 65% ) --Fe 合金，保温一定时间后浇注到中间包，经雾化、沉积后形成直径 180 mm、高度 70 mm 的沉积坯．分别制备了不含铌 M3∶ 2型高速钢( SFM3∶ 2) 和含铌 M3∶ 2型高速钢( SFMN0. 5，SFMN1) ，其化学成分如表 1，喷射成形工艺参数见表 2．表 1 原材料及喷射成形高速钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the master alloy and spray-formed high speed steels % 钢号 C W Mo Cr V Nb Fe M2 SFM3∶ 2 SFMN0. 5 SFMN1 0. 88 1. 30 1. 31 1. 31 5. 77 6. 20 6. 10 6. 00 4. 66 5. 10 4. 90 5. 00 4. 18 4. 60 4. 48 4. 40 1. 91 3. 00 2. 75 2. 50 ― ― 0. 5 1. 0 余量余量余量余量从沉积坯上线切割 10 mm × 10 mm × 10 mm 的试样，一组不做处理，另一组分别在 1000 ℃、1050 ℃ 和 1100 ℃保温 1 h 后水冷淬火用于研究 M2 C 碳化物的分解．试样经砂纸打磨、机械抛光和 4% 硝酸乙醇溶液侵蚀后，利用 ZEISS supra55 场发射扫描电镜观察组织形貌，用 X 射线能谱仪分析碳化物的化学成分，用 PHILIPSAPD--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 4°·min － 1 ) 进行相组成分析．从沉积坯料上取直径为 45 mm 的坯料进行热加工，将其锻造成直径为 16 mm的棒料，始锻温度为1160 ℃，终锻温度950 ℃，埋入沙中冷却．从锻造棒料取样品密封于充有 Ar 的真空石英管中热处理后测试其硬度、弯曲强度和冲击韧性．热处理工艺为: 900 ℃，90 min，炉冷 + 1200 ℃， 20 min，油冷 + 560 ℃，60 min，空冷( 3 次) ．硬度测试在 TH320 洛氏硬度仪上进行，每个试样测取七个点，去掉最大值和最小值之后求平均值作为硬度值．弯曲强度测试采用三点弯曲试验，试验标准为 GB / T 228—2002，试样尺寸为 5 mm × 5 mm × 35 mm，跨距为 30 mm; 冲击试验所用试验机型号为 JB--30B，采用 10 mm × 10 mm × 55 mm 的无缺口试样，四个长面都进行了精磨加工，保证表面具有较低的粗糙度．表 2 喷射成形主要工艺参数 Table 2 Parameters of spray forming process 参数数据过热度/℃ 120 ～ 170 导流嘴直径/mm 3. 0 ～ 4. 0 雾化介质 N2 雾化压力/MPa 0. 35 ～ 0. 5 沉积距离/mm 350 ～ 500 · 3921 ·

·1294 北京科技大学学报第36卷 2 结果与讨论由于MC碳化物大部分在晶界析出，其形状受晶粒生长限制多呈块状.表3数据显示，Nb的加入对 2.1Nb对喷射成形高速钢沉积态组织的影响 MC碳化物的成分影响显著，但对M,C共晶碳化物图1和图2分别是SFM3:2、SFMNO.5和SFMN1 的成分影响不明显.SFM3:2和SFMNO.5高速钢中三种高速钢沉积态的组织与X射线衍射谱，表3是形成以钒为主，可以溶解一定量W、Mo和Cr合金元利用能谱仪分析以上三种高速钢沉积态中碳化物化素的MC碳化物，而SFMN1高速钢中MC碳化物以学成分所得的数据.结合图1和图2可以看出，三铌为主，能溶解部分钒及少量W、Mo和Cr.由于铌种高速钢的沉积态组织都由马氏体、残余奥氏体、和碳的结合力强于V、W、Mo等元素，在Nb含量足 MC碳化物（图1中箭头A所示）和M,C(图1中箭够的条件下，Nb优先和碳结合，形成富含铌的MC 头B所示)共晶碳化物组成.SFM3:2、SFMNO.5和碳化物，与文献29]报道的结果一致 SMN1高速钢的晶粒尺寸差别不大，均成等轴晶组表3喷射成形高速钢沉积态中碳化物的成分（质量分数）织，晶界上分布着不连续的碳化物.从图1可以看 Table 3 Chemical compostion of carbides in the as-deposited steels 出，SFM3:2、SFMNO.5和SFMN1高速钢的沉积态组 % 织中M,C共晶碳化物都成片层状形态，其M,C共晶钢号碳化物W Mo Cr V Nb Fe 碳化物团的尺寸分别为19um、10μm和5μm,可知 M2C39.0236.655.0413.17-6.11 Nb的加入有效细化了M,C共晶碳化物团的尺寸， SFM3:2 MC11.9410.073.6871.76-2.54 但对M,C共晶碳化物的形态影响不明显.由于Nb M2C37.7136.375.7011.91 -8.31 和碳具有很强的结合力，在凝固过程中NbC先于共 SFMNO.5 MC15.9214.082.5346.5718.652.24 晶反应析出，为此后的共晶反应提供异质核心， M2 C 40.7835.934.5212.68 -6.09 促进了共晶反应的形核，同时由于喷射成形工艺冷 SFMNI MC1.913.920.6315.7576.411.37 却速度快，抑制了晶核的长大.另一方面，NbC的析出消耗了液相中的碳含量，抑制了共晶反应产物之 2.2Nb对喷射成形高速钢中M,C分解的影响一的M,C碳化物的生长.综合以上因素使MC共高速钢中形成的M,C共晶碳化物是亚稳态的，晶碳化物团的尺寸得到细化.由图1还可知，随着高温加热时会发生分解.文献B0]认为，M,C的分 Nb含量的提高，组织中MC碳化物数量增加且尺寸解过程类似于包晶转变，奥氏体中的Fe元素在M,C/y 有所增大.这是由于随着Nb含量的增加，MC碳化界面处与M,C发生如下反应：物析出的温度升高，易于长大，因而尺寸有所增大 M,C+Fe—→M,C+MC. 30 um 30m 图1喷射成形高速钢沉积态组织.(a)SFM3:2:(b)SFMN0.5:(c)SFMN1 Fig.1 Microstructures of the as-deposited high speed steels:(a)SFM3:2;(b)SFMNO.5;(c)SFMNI

北京科技大学学报第 36 卷 2 结果与讨论 2. 1 Nb 对喷射成形高速钢沉积态组织的影响图1 和图2 分别是SFM3∶ 2、SFMN0. 5 和 SFMN1 三种高速钢沉积态的组织与 X 射线衍射谱，表 3 是利用能谱仪分析以上三种高速钢沉积态中碳化物化图 1 喷射成形高速钢沉积态组织． ( a) SFM3∶ 2; ( b) SFMN0. 5; ( c) SFMN1 Fig． 1 Microstructures of the as-deposited high speed steels: ( a) SFM3∶ 2; ( b) SFMN0. 5; ( c) SFMN1 学成分所得的数据．结合图 1 和图 2 可以看出，三种高速钢的沉积态组织都由马氏体、残余奥氏体、 MC 碳化物( 图 1 中箭头 A 所示) 和 M2C( 图 1 中箭头 B 所示) 共晶碳化物组成． SFM3∶ 2、SFMN0. 5 和 SFMN1 高速钢的晶粒尺寸差别不大，均成等轴晶组织，晶界上分布着不连续的碳化物．从图 1 可以看出，SFM3∶ 2、SFMN0. 5 和 SFMN1 高速钢的沉积态组织中 M2C 共晶碳化物都成片层状形态，其 M2C 共晶碳化物团的尺寸分别为 19 μm、10 μm 和 5 μm，可知 Nb 的加入有效细化了 M2 C 共晶碳化物团的尺寸，但对 M2C 共晶碳化物的形态影响不明显．由于 Nb 和碳具有很强的结合力，在凝固过程中 NbC 先于共晶反应析出［28］，为此后的共晶反应提供异质核心，促进了共晶反应的形核，同时由于喷射成形工艺冷却速度快，抑制了晶核的长大．另一方面，NbC 的析出消耗了液相中的碳含量，抑制了共晶反应产物之一的 M2C 碳化物的生长．综合以上因素使 M2 C 共晶碳化物团的尺寸得到细化．由图 1 还可知，随着 Nb 含量的提高，组织中 MC 碳化物数量增加且尺寸有所增大．这是由于随着 Nb 含量的增加，MC 碳化物析出的温度升高，易于长大，因而尺寸有所增大．由于 MC 碳化物大部分在晶界析出，其形状受晶粒生长限制多呈块状．表 3 数据显示，Nb 的加入对 MC 碳化物的成分影响显著，但对 M2C 共晶碳化物的成分影响不明显． SFM3∶ 2和 SFMN0. 5 高速钢中形成以钒为主，可以溶解一定量 W、Mo 和 Cr 合金元素的 MC 碳化物，而 SFMN1 高速钢中 MC 碳化物以铌为主，能溶解部分钒及少量 W、Mo 和 Cr．由于铌和碳的结合力强于 V、W、Mo 等元素，在 Nb 含量足够的条件下，Nb 优先和碳结合，形成富含铌的 MC 碳化物，与文献［29］报道的结果一致．表 3 喷射成形高速钢沉积态中碳化物的成分( 质量分数) Table 3 Chemical compostion of carbides in the as-deposited steels % 钢号碳化物 W Mo Cr V Nb Fe SFM3: 2 M2C 39. 02 36. 65 5. 04 13. 17 ― 6. 11 MC 11. 94 10. 07 3. 68 71. 76 ― 2. 54 SFMN0. 5 M2C 37. 71 36. 37 5. 70 11. 91 ― 8. 31 MC 15. 92 14. 08 2. 53 46. 57 18. 65 2. 24 SFMN1 M2C 40. 78 35. 93 4. 52 12. 68 ― 6. 09 MC 1. 91 3. 92 0. 63 15. 75 76. 41 1. 37 2. 2 Nb 对喷射成形高速钢中 M2C 分解的影响高速钢中形成的 M2C 共晶碳化物是亚稳态的，高温加热时会发生分解．文献［30］认为，M2C 的分解过程类似于包晶转变，奥氏体中的 Fe 元素在 M2C/γ 界面处与 M2C 发生如下反应: M2C + Fe M → 6C + MC． · 4921 ·

第 10 期卢林等: 铌对喷射成形 M3∶ 2型高速钢组织和性能的影响图 2 喷射成形高速钢沉积态 X 射线衍射谱 Fig． 2 XＲD patterns of the as-deposited steels 由图 3 可知，1000 ℃ 保温 1 h，SFM3 ∶ 2 和 SFMN1 高速钢中 M2 C 碳化物均未发生分解( 如图 3( a，b) 所示) ．在 1050 ℃ 保温处理时，SFM3∶ 2 图 3 SFM3∶ 2( 左侧) 和 SFMN1( 右侧) 在不同温度保温 1 h 后碳化物的形貌． ( a，b) 1000 ℃ ; ( c，d) 1050 ℃ ; ( e，f) 1100 ℃ Fig． 3 Microstructures of eutectic carbides in SFM3∶ 2 ( left) and SFMN1 ( right) high speed steel after heat treatment for 1 h at different temperatures: ( a，b) 1000 ℃ ; ( c，d) 1050 ℃ ; ( e，f) 1100 ℃ 高速钢中片层厚度较薄的 M2 C 发生了部分分解 ( 如图 3 ( c) 中箭头所示) ; 而 SFMN1 高速钢在 1050 ℃ 保温 1 h 后，M2 C 可以完全分解，由能谱分析可知分解产物为白色的碳化物 M6 C 和在 M6 C 上分布着的暗灰色 MC，此阶段分解所得产物依然保持原 M2 C 碳化物的片层形状和尺寸 ( 如图 3( d) ) ．进一步提高处理温度至 1100 ℃ 保温， SFM3∶ 2高速钢中 M2C 分解仍然不完全，已经分解和未分解的碳化物之间可见一条明显的界面，在界面上形成颗粒细小的 MC( 见图 3 ( e) ) ; SFMN1 高速钢在 1100 ℃ 保温 1 h，不仅发生了 M2C 完全分解，而且还发生分解产物的缩颈与球化 ( 见图 3( f) ) ．这与文献［31］的研究结果相符．由于 M2C 中铁的含量远低于 M6 C，因此一旦 M2 C 表层分解完毕后，反应的继续进行就必须依靠 Fe 元素穿过已形成的 M6C 扩散到 M6C /M2C 的界面，受 Fe 原子扩散控制．因此在相同的温度和保温时间下，原始 M2 C 碳化物片层的厚度是决定反应完成程度的主要因素．铌的加入可以减小共晶碳化物团的尺寸，使得 Fe 原子的扩散距离短， · 5921 ·

·1296· 北京科技大学学报第36卷所以在相同的处理条件下，含铌的高速钢中的M 但是在局部的区域也有韧窝的存在，证明这些局 C碳化物分解更快.从高速钢治金质量要求出发，部区域发生了韧性断裂.冲击过程中基体发生局凝固组织中形成M,C碳化物比较有利，因为M2C 部塑性变形，出现明显的撕裂棱，碳化物与基体的的分解可以使片层状碳化物变成颗粒状，有利于脱粘以及颗粒解理断裂是材料的主要断裂失效方改善塑性和提高成材率；但是当M,C分解不完全式.SFMNO.5和SFMNI高速钢冲击试样的组织如时，钢中残留的M,C碳化物会恶化热加工性能和图6.从图中可以看出：SFMN1高速钢中块状的韧性.Nb的加入减小了M,C片层尺寸，使M,C MC碳化物数量较多；SFMNO.5高速钢中MC数量可以在较低温度和较短时间内完全分解，改善喷相对较少，且尺寸较小.组织上的差异在性能上的射成形高速钢的塑性，并且有利于抑制分解产物表现为SFMN1高速钢的冲击韧性和弯曲强度相对 MC和MC的长大，促进淬火时M6C和MC溶于于SFMNO.5高速钢有所下降.可见，因为Nb含量基体，提高二次硬化能力. 高，组织中形成了数量较多的以铌为主的MC碳化然而，MC碳化物的分解还要受到其本身热力物，此类碳化物稳定性强，硬度高，难于变形，在冲学稳定性的影响.文献B2]报道，不加Nb高速钢击过程中容易导致应力集中而产生裂纹，降低材中M,C的稳定性比加Nb之后的高，原因是不加Nb 料的冲击韧性的高速钢中M,C能溶解更多的W、Mo等元素，提高了M,C的稳定性.Nb合金化之后对M,C碳化物的 -■-SFM32 67 -●-5FWN0.5 热稳定性及其分解机理的影响有待于进一步的 -SFMNI 66 研究. 2.3Nb对喷射成形高速钢力学性能的影响 65 图4是三种喷射成形高速钢回火硬度随温度 64 的变化曲线.SFM3:2高速钢回火峰值硬度发生在 63 540℃，硬度为HRC66;而SFMN0.5和SFMN1高速钢二次硬化峰值对应的温度是560℃，峰值硬度 62 均为HRC67.可见Nb的加入可以提高喷射成形 520 540560 580 600 M3:2型高速钢的二次硬化能力和抗回火软化性. 回火温度℃ 文献[14,16,33]报道NbC在奥氏体中的溶解度图4喷射成形高速钢硬度随回火温度变化曲线非常有限，所以一般认为Nb对二次硬化没有直接 Fig.4 Curves of hardness vs.tempering temperature of the high 的贡献.从表3可知，Nb的加入减少了MC碳化 speed steels 物中溶解的W、Mo和V含量，而对M,C碳化物成表4喷射成形高速钢的力学性能分几乎无影响.可见加入Nb之后的高速钢中更多 Table 4 Mechanical properties of spray formed high speed steels 的V、Mo、W等合金元素在凝固过程中固溶于基钢号硬度，HRC弯曲强度/MPa 冲击韧性小体，使得基体的合金度提高.另一方面，如前所述， SFM3:2 65.1 3367.5 20.45 在相同条件下加入Nb的高速钢中M,C分解更加 SFMNO.5 67.0 3467.6 20.98 充分，其产物更加细小，淬火过程中更容易回溶于 SFMNI 67.0 3435.3 16.06 基体，提高了基体合金含量.在随后的回火处理过程中能析出更多的与基体共格的以Mo为主的 M,C和以V为主的MC,提高了二次硬化能力，推迟了发生二次硬化峰值的回火温度.表4示出了三种喷射成形高速钢经热处理之后的力学性能数据，SFMNO.5和SFMN1高速钢的硬度和弯曲强度都高于SFM3:2高速钢，由于Nb的加入可以细化凝固组织，减小共晶碳化物的尺寸和改善其分布， 20n 使得加入Nb之后的SFMNO.5和SFMN1高速钢硬度和弯曲强度提高.图5为SFMNO.5高速钢室温图5 SFMNO.5高速钢冲击断口形貌冲击断口形貌.虽然从宏观角度看属于脆性断裂， Fig.5 Impact fracture of SFMNO.5 high speed steel

北京科技大学学报第 36 卷所以在相同的处理条件下，含铌的高速钢中的 M2 C 碳化物分解更快．从高速钢冶金质量要求出发，凝固组织中形成 M2 C 碳化物比较有利，因为 M2 C 的分解可以使片层状碳化物变成颗粒状，有利于改善塑性和提高成材率; 但是当 M2 C 分解不完全时，钢中残留的 M2 C 碳化物会恶化热加工性能和韧性［29］． Nb 的加入减小了 M2C 片层尺寸，使 M2C 可以在较低温度和较短时间内完全分解，改善喷射成形高速钢的塑性，并且有利于抑制分解产物 M6C 和 MC 的长大，促进淬火时 M6 C 和 MC 溶于基体，提高二次硬化能力．然而，M2C 碳化物的分解还要受到其本身热力学稳定性的影响．文献［32］报道，不加 Nb 高速钢中 M2C 的稳定性比加 Nb 之后的高，原因是不加 Nb 的高速钢中 M2C 能溶解更多的 W、Mo 等元素，提高了 M2C 的稳定性． Nb 合金化之后对 M2C 碳化物的热稳定性及其分解机理的影响有待于进一步的研究． 2. 3 Nb 对喷射成形高速钢力学性能的影响图 4 是三种喷射成形高速钢回火硬度随温度的变化曲线． SFM3∶ 2高速钢回火峰值硬度发生在 540 ℃ ，硬度为 HＲC 66; 而 SFMN0. 5 和 SFMN1 高速钢二次硬化峰值对应的温度是 560 ℃ ，峰值硬度均为HＲC 67．可见 Nb 的加入可以提高喷射成形 M3∶ 2型高速钢的二次硬化能力和抗回火软化性．文献［14，16，33］报道 NbC 在奥氏体中的溶解度非常有限，所以一般认为 Nb 对二次硬化没有直接的贡献．从表 3 可知，Nb 的加入减少了 MC 碳化物中溶解的 W、Mo 和 V 含量，而对 M2C 碳化物成分几乎无影响．可见加入 Nb 之后的高速钢中更多的 V、Mo、W 等合金元素在凝固过程中固溶于基体，使得基体的合金度提高．另一方面，如前所述，在相同条件下加入 Nb 的高速钢中 M2 C 分解更加充分，其产物更加细小，淬火过程中更容易回溶于基体，提高了基体合金含量．在随后的回火处理过程中能析出更多的与基体共格的以 Mo 为主的 M2C和以 V 为主的 MC，提高了二次硬化能力，推迟了发生二次硬化峰值的回火温度．表 4 示出了三种喷射成形高速钢经热处理之后的力学性能数据，SFMN0. 5 和 SFMN1 高速钢的硬度和弯曲强度都高于 SFM3∶ 2高速钢，由于 Nb 的加入可以细化凝固组织，减小共晶碳化物的尺寸和改善其分布，使得加入 Nb 之后的 SFMN0. 5 和 SFMN1 高速钢硬度和弯曲强度提高．图 5 为 SFMN0. 5 高速钢室温冲击断口形貌．虽然从宏观角度看属于脆性断裂，但是在局部的区域也有韧窝的存在，证明这些局部区域发生了韧性断裂．冲击过程中基体发生局部塑性变形，出现明显的撕裂棱，碳化物与基体的脱粘以及颗粒解理断裂是材料的主要断裂失效方式． SFMN0. 5 和 SFMN1 高速钢冲击试样的组织如图 6．从图中可以看出: SFMN1 高速钢中块状的 MC 碳化物数量较多; SFMN0. 5 高速钢中 MC 数量相对较少，且尺寸较小．组织上的差异在性能上的表现为 SFMN1 高速钢的冲击韧性和弯曲强度相对于 SFMN0. 5 高速钢有所下降．可见，因为 Nb 含量高，组织中形成了数量较多的以铌为主的 MC 碳化物，此类碳化物稳定性强，硬度高，难于变形，在冲击过程中容易导致应力集中而产生裂纹，降低材料的冲击韧性．图 4 喷射成形高速钢硬度随回火温度变化曲线 Fig． 4 Curves of hardness vs． tempering temperature of the high speed steels 表 4 喷射成形高速钢的力学性能 Table 4 Mechanical properties of spray formed high speed steels 钢号硬度，HＲC 弯曲强度/MPa 冲击韧性/ J SFM3∶ 2 65. 1 3367. 5 20. 45 SFMN0. 5 67. 0 3467. 6 20. 98 SFMN1 67. 0 3435. 3 16. 06 图 5 SFMN0. 5 高速钢冲击断口形貌 Fig． 5 Impact fracture of SFMN0. 5 high speed steel · 6921 ·

第10期卢林等：铌对喷射成形M3:2型高速钢组织和性能的影响 ·1297· 304 图6喷射成形高速钢冲击试样组织.(a)SFMNO.5:(b)SFMN1 Fig.6 Microstructures of impact test specimens:(a)SFMNO.5;(b)SFMNI based on the 'matrix steel concept.Metal AB.M,1983, 3结论 39(304):141 (1)Nb元素的加入细化了喷射成形高速钢的 [8]Dobrzaniski LA,Zarychta A.Ligarski M.High-speed steels with addition of niobium or titanium.J Mater Process Technol,1991, 沉积态组织，减小了共晶碳化物团的尺寸，当加入质 63(1):531 量分数1%的Nb时，M,C共晶碳化物团的尺寸细化 [9]Riedl R,Karagoz S,Fischmeister H F,et al.Developments in 至5um,沉积态组织中形成以铌为主的MC碳 high speed tool steels.Steel Res,1987,58(8):339 化物. [10]Yilmaz A.Microstructural analysis of a new cast highspeed nio- bium-alloyed tool steel.Met Sci Heat Treat,2012,54(78): (2)SFM3:2和SFMN1高速钢沉积态组织中 349 M,C碳化物开始分解温度均为1050℃.SFMN1高 [11]Boccalini M,Goldenstein H.Solidification of high speed steels. 速钢在1050℃保温1h,沉积态组织中M,C碳化物 Int Mater Rev,2001,46(2):92 可以完全分解，但是SFM3:2高速钢即使在1100℃ [12]Barkalow R H,Kraft RW,Goldstein J I.Solidification of M2 保温1h也不能使M,C完全分解. high speed steel.Metall Trans,1972,3(4):919 [13]Hamidzadeh M A,Meratian M,Mohammadi Zahrani M.A study (3)相对于SFM3:2高速钢，SFMNO.5和 on the microstructure and mechanical properties of AISI D2 tool SFMN1高速钢的回火峰值硬度提高HRC1且峰值 steel modified by niobium.Mater Sci Eng A,2012,556:758 回火温度推迟了20℃.但是，过高的Nb含量使组 141 Heisterkamp F,Keown S R.Niobium moves into high speed tool 织中形成数量较多的以铌为主的MC碳化物，致使 steels.Met Mater,1987(10):35 弯曲强度和韧性下降，SFMNO..5高速钢能达到硬度 [15]Keown S R,Kudielka E,Heisterkamp F.Replacement of vana- 为HRC67、弯曲强度为3467MPa以及冲击韧性为 dium by niobium in S652 high speed tool steels.Met Technol, 1980,7(2):50 20.98J的最佳综合力学性能. [16]Yu Y P,Huang J F,Cui H,et al.Effect of Nb on the micro- structure and properties of spray formed M3 high speed steel. 参考文献 Acta Metall Sin,2012,48(8)935 [Karagoz S,Fischmeister H F.Niobium-lloyed high speed steel by (于一鹏，黄进峰，崔华，等.Nb对喷成形M3型高速钢组织性 powder metallurgy.Metall Trans A,1988.19(6):1395 能的影响，金属学报，2012,48(8)：935) American Iron and Steel Institute.Tool Steels.New York:Ameri- [17]Kheirandish S,Mirdamadi S,Kharrazi Y H K.Effect of niobium can Iron and Steel Institute,1955 on cast structure of high speed steel.Steel Res,1997,68(10): Heisterkamp F,Keown S R.Niobium in high speed tool steels// 457 Processing and Properties of High-Speed Tool Steels.Metallurgical [18]Kheirandish S.Effect of Ti and Nb on the formation of carbides Society of AIME,1980:103 and the mechanical properties in as-cast AlSI-M7 high-speed 4]Geller Y A,Grishina YL Effect of microalloying in improving steel.1SJIt,2001,41(12):1502 the properties of R6M5 steel.Mach Tool,1976,47(6):30 19] Kheirandish S,Kharrazi Y H K,Mirdamadi S.Mechanical prop- CesconT.Papaleo R.Forgeability and response to heat treatment erties of M7 high speed cast steel modified with niobium.IS/ of niobium-containing tool steels.Metal ABM,1982,38 (298): lnt,1997,37(7):721 525 220]Edneral A F,Kirienko V 1,Filimonov V N.Effect of titanium CesconT,Papaleo R.Estrutura bruta de fusao de materiais para and niobium on the properties of tungsten-free high speed steels. acos:ferramenta,contendo niobio.Metal ABM,1982,38(293): Russ Metall,1987(4)93 221 221]Chaus A S.Modifying cast tungsten-molybdenum high-speed 7]Cescon T.Development of high-speed steels containing niobium steels.Met Sci Heat Treat,2005,47(12):53

第 10 期卢林等: 铌对喷射成形 M3∶ 2型高速钢组织和性能的影响图 6 喷射成形高速钢冲击试样组织． ( a) SFMN0. 5; ( b) SFMN1 Fig． 6 Microstructures of impact test specimens: ( a) SFMN0. 5; ( b) SFMN1 3 结论 ( 1) Nb 元素的加入细化了喷射成形高速钢的沉积态组织，减小了共晶碳化物团的尺寸，当加入质量分数 1% 的 Nb 时，M2C 共晶碳化物团的尺寸细化至 5 μm，沉积态组织中形成以铌为主的 MC 碳化物． ( 2) SFM3 ∶ 2和 SFMN1 高速钢沉积态组织中 M2C 碳化物开始分解温度均为 1050 ℃ ． SFMN1 高速钢在 1050 ℃ 保温 1 h，沉积态组织中 M2C 碳化物可以完全分解，但是 SFM3∶ 2高速钢即使在 1100 ℃ 保温 1 h 也不能使 M2C 完全分解． ( 3) 相对于 SFM3 ∶ 2 高速钢，SFMN0. 5 和 SFMN1 高速钢的回火峰值硬度提高 HＲC 1 且峰值回火温度推迟了 20 ℃ ．但是，过高的 Nb 含量使组织中形成数量较多的以铌为主的 MC 碳化物，致使弯曲强度和韧性下降，SFMN0. 5 高速钢能达到硬度为 HＲC 67、弯曲强度为 3467 MPa 以及冲击韧性为 20. 98 J 的最佳综合力学性能．参考文献［1］ Karagz S，Fischmeister H F． Niobium-alloyed high speed steel by powder metallurgy． Metall Trans A，1988，19( 6) : 1395 ［2］ American Iron and Steel Institute． Tool Steels． New York: American Iron and Steel Institute，1955 ［3］ Heisterkamp F，Keown S Ｒ． Niobium in high speed tool steels / / Processing and Properties of High-Speed Tool Steels． Metallurgical Society of AIME，1980: 103 ［4］ Geller Y A，Grishina Y L． Effect of micro-alloying in improving the properties of Ｒ6M5 steel． Mach Tool，1976，47( 6) : 30 ［5］ Cescon T，Papaleo Ｒ． Forgeability and response to heat treatment of niobium-containing tool steels． Metal ABM，1982，38 ( 298) : 525 ［6］ Cescon T，Papaleo Ｒ． Estrutura bruta de fusao de materiais para acos: ferramenta，contendo niobio． Metal ABM，1982，38( 293) : 221 ［7］ Cescon T． Development of high-speed steels containing niobium based on the ‘matrix steel ’ concept． Metal ABM， 1983， 39( 304) : 141 ［8］ Dobrzaski L A，Zarychta A，Ligarski M． High-speed steels with addition of niobium or titanium． J Mater Process Technol，1991， 63( 1) : 531 ［9］Ｒiedl Ｒ，Karagz S，Fischmeister H F，et al． Developments in high speed tool steels． Steel Ｒes，1987，58( 8) : 339 ［10］ Yilmaz A． Microstructural analysis of a new cast high-speed niobium-alloyed tool steel． Met Sci Heat Treat，2012，54 ( 7-8 ) : 349 ［11］ Boccalini M，Goldenstein H． Solidification of high speed steels． Int Mater Ｒev，2001，46( 2) : 92 ［12］ Barkalow Ｒ H，Kraft ＲW，Goldstein J I． Solidification of M2 high speed steel． Metall Trans，1972，3( 4) : 919 ［13］ Hamidzadeh M A，Meratian M，Mohammadi Zahrani M． A study on the microstructure and mechanical properties of AISI D2 tool steel modified by niobium． Mater Sci Eng A，2012，556: 758 ［14］ Heisterkamp F，Keown S Ｒ． Niobium moves into high speed tool steels． Met Mater，1987( 10) : 35 ［15］ Keown S Ｒ，Kudielka E，Heisterkamp F．Ｒeplacement of vanadium by niobium in S6-5-2 high speed tool steels． Met Technol， 1980，7( 2) : 50 ［16］ Yu Y P，Huang J F，Cui H，et al． Effect of Nb on the microstructure and properties of spray formed M3 high speed steel． Acta Metall Sin，2012，48( 8) : 935 ( 于一鹏，黄进峰，崔华，等． Nb 对喷成形 M3 型高速钢组织性能的影响，金属学报，2012，48( 8) : 935) ［17］ Kheirandish S，Mirdamadi S，Kharrazi Y H K． Effect of niobium on cast structure of high speed steel． Steel Ｒes，1997，68( 10) : 457 ［18］ Kheirandish S． Effect of Ti and Nb on the formation of carbides and the mechanical properties in as-cast AISI-M7 high-speed steel． ISIJ Int，2001，41( 12) : 1502 ［19］ Kheirandish S，Kharrazi Y H K，Mirdamadi S． Mechanical properties of M7 high speed cast steel modified with niobium． ISIJ Int，1997，37( 7) : 721 ［20］ Edneral A F，Kirienko V I，Filimonov V N． Effect of titanium and niobium on the properties of tungsten-free high speed steels．Ｒuss Metall，1987( 4) : 93 ［21］ Chaus A S． Modifying cast tungsten-molybdenum high-speed steels． Met Sci Heat Treat，2005，47( 1-2) : 53 · 7921 ·