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·