·794· 北京科技大学学报 第34卷 作用：(1)在高温奥氏体化阶段溶入基体，回火过程 较为广泛，因此本文采用喷射成形和普通铸造两 中弥散析出，提高基体强度：(2)均匀分布在基体 种工艺方式分别制备M3高速钢，并通过后续的 上，提高材料的硬度和耐磨性.传统铸造方式冷速 热变形和热处理，研究了不同工艺对M3高速钢 慢、凝固时间长，制备高速钢所得碳化物粗大：为了 组织性能的影响 减小对材料塑韧性的不利影响，往往需要高温大变 1 实验材料及方法 形来破碎共晶碳化物，对设备要求较高，成本也大 喷射成形技术的出现充分解决了这一难题，其冷速 实验材料为常用3型粉末高速钢，经化学分 快，偏析小，碳化物细小，经小变形热加工即可达到 析，其化学成分见表1.用珍珠岩除渣剂覆盖合金母 碳化物破碎并均匀分布的目的. 料，在大气环境下中频感应加热重熔，保温适当时 高速钢通常含有质量分数1%~2%的V,用 间，浇注到中间包，浇注温度约为1550℃，中间包过 以保证回火时得到足够的二次硬化硬度.由于 热约100℃.钢液由氮气雾化，采用主副二级、环孔 VC析出温度高，在缓慢的冷却过程中易于长大， 式雾化喷嘴，气液质量比约为0.5：1.液滴飞行距离 降低材料的塑韧性，同时也降低材料的二次硬化 400mm,过冷液滴沉积在旋转的氧化铝陶瓷基板， 能力.因此，V质量分数超过2%则难以用普通 最终形成一个直径约120mm、高约150mm的沉积 铸造的方式制备，一般采用粉末冶金的方式制 坯.中间包剩余钢液缓冷，得到直径140mm、高约 备.M3是常用的粉末治金牌号，在实际应用中 160mm的铸坯 表1实验材料的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental steel C W Mo Cr Si Mn N Fe 1.09 6.35 5.02 4.13 2.91 0.30 0.27 0.0025 余量 在铸造合金和喷射沉积合金上分别切取金相观 尺寸也极大地减小，共晶碳化物团的尺寸一般小于 察用试样、热处理用试样和热加工试样.金相和热 10m,如图1(b)所示.图1(c)为尺寸较大(100~ 处理试样尺寸均为10mm×10mm×10mm;热加工 200um)过喷粉的扫描电镜形貌.随着冷却速度的 试样为38mm棒料，锻打成20mm棒坯，始锻温 增加，碳化物的析出得到抑制，一次枝晶的尺寸小于 度不低于1050℃，终锻温度不低于950℃.为防止 10m,M,C碳化物片层厚度为亚微米级，晶粒内部 热处理过程中高速钢的氧化脱碳，所有热处理样品 为马氏体，晶界分布着残余奥氏体和M2C碳化物共 均封入真空石英管，并充入氩气，在保护气氛下进行 晶组织.如图1(d)所示，随着冷却速度的进一步提 热处理.金相试样经砂纸磨光、抛光、5%硝酸酒精 高，细过喷粉颗粒内部碳化物的析出进一步得到抑 侵蚀和抛光，利用ZEISS SUPRA55场发射扫描电子 制，看不到明显的碳化物网络，晶粒尺寸也进一步降 显微镜和PHILIPSAPD-IOX射线衍射仪(CuK.)对 低，最大为2~3m.综上可以看出，冷却速度对材 其组织和相组成进行分析，并对过喷粉颗粒（喷射 料的显微组织有着显著影响. 过程中没有沉积到接收基板的粉末颗粒)的显微组 图2的X射线衍射谱显示，铸态、沉积态和过 织进行观察.用阿基米德排水法测试沉积坯不同部 喷粉中的相组成一致，均由M,C、MC、a(δ)和y相 位致密度，沉积坯中心部位致密度超过99%，底部 组成.其中铸态组织的M2C含量最多，Y相含量最 及靠近表面部位致密度大于97%. 少；过喷粉中碳化物的峰强相对铸态要小很多，证明 其碳化物含量少，而γ相峰强较高，含量较多.综上 2结果与讨论 所述，随着冷却速度的增加，凝固过程中碳化物的析 2.1冷却速度对高速钢凝固组织的影响 出得到抑制，M3高速钢组织中碳化物含量减小，奥 M3高速钢的铸态组织是典型的莱氏体共晶组 氏体中合金元素含量增加，Ms(马氏体转变开始)温 织，粗大共晶碳化物分布在枝晶间，一次枝晶尺寸最 度降低，因而残余奥氏体的含量趋于增多) 大达到毫米级，如图1(a)所示，粗大的共晶组织给 2.2喷射成形沉积坯的显微组织及碳化物热分解 后续的热变形加工带来困难，也大幅降低材料的塑 2.2.1沉积坯的显微组织及相形成分析 韧性，恶化材料综合性能.喷射成形冷速快，大幅抑 沉积坯试样X射线衍射分析表明，其相组成为 制枝晶生长，组织主要为等轴晶组织，共晶碳化物的 M2C、MC、a和Y.结合扫描电镜分析，如图3(a)所北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 作用: ( 1) 在高温奥氏体化阶段溶入基体，回火过程 中弥散析出，提高基体强度; ( 2) 均匀分布在基体 上，提高材料的硬度和耐磨性． 传统铸造方式冷速 慢、凝固时间长，制备高速钢所得碳化物粗大; 为了 减小对材料塑韧性的不利影响，往往需要高温大变 形来破碎共晶碳化物，对设备要求较高，成本也大． 喷射成形技术的出现充分解决了这一难题，其冷速 快，偏析小，碳化物细小，经小变形热加工即可达到 碳化物破碎并均匀分布的目的． 高速钢通常含有质量分数 1% ～ 2% 的 V，用 以保证回火时得到足够的二次硬化硬度． 由 于 VC 析出温度高，在缓慢的冷却过程中易于长大， 降低材料的塑韧性，同时也降低材料的二次硬化 能力． 因此，V 质 量 分 数 超 过 2% 则 难 以 用 普 通 铸造的 方 式 制 备，一般采用粉末冶金的方式制 备． M3 是常用的粉末冶金牌号，在 实 际 应 用 中 较为广泛，因此本文采用喷射成形和普通铸造两 种工艺方式分别制备 M3 高速钢，并通过后续的 热变形和热处理，研究了不同工艺对 M3 高速钢 组织性能的影响． 1 实验材料及方法 实验材料为常用 M3 型粉末高速钢，经化学分 析，其化学成分见表 1． 用珍珠岩除渣剂覆盖合金母 料，在大气环境下中频感应加热重熔，保温适当时 间，浇注到中间包，浇注温度约为 1 550 ℃，中间包过 热约 100 ℃ ． 钢液由氮气雾化，采用主副二级、环孔 式雾化喷嘴，气液质量比约为 0. 5∶ 1． 液滴飞行距离 400 mm，过冷液滴沉积在旋转的氧化铝陶瓷基板， 最终形成一个直径约 120 mm、高约 150 mm 的沉积 坯． 中间包剩余钢液缓冷，得到直径 140 mm、高约 160 mm 的铸坯． 表 1 实验材料的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steel % C W Mo Cr V Si Mn N Fe 1. 09 6. 35 5. 02 4. 13 2. 91 0. 30 0. 27 0. 002 5 余量 在铸造合金和喷射沉积合金上分别切取金相观 察用试样、热处理用试样和热加工试样． 金相和热 处理试样尺寸均为 10 mm × 10 mm × 10 mm; 热加工 试样为 38 mm 棒料，锻打成 20 mm 棒坯，始锻温 度不低于 1 050 ℃，终锻温度不低于 950 ℃ ． 为防止 热处理过程中高速钢的氧化脱碳，所有热处理样品 均封入真空石英管，并充入氩气，在保护气氛下进行 热处理． 金相试样经砂纸磨光、抛光、5% 硝酸酒精 侵蚀和抛光，利用 ZEISS SUPRA 55 场发射扫描电子 显微镜和 PHILIPSAPD--10X 射线衍射仪( Cu Kα ) 对 其组织和相组成进行分析，并对过喷粉颗粒( 喷射 过程中没有沉积到接收基板的粉末颗粒) 的显微组 织进行观察． 用阿基米德排水法测试沉积坯不同部 位致密度，沉积坯中心部位致密度超过 99% ，底部 及靠近表面部位致密度大于 97% ． 2 结果与讨论 2. 1 冷却速度对高速钢凝固组织的影响 M3 高速钢的铸态组织是典型的莱氏体共晶组 织，粗大共晶碳化物分布在枝晶间，一次枝晶尺寸最 大达到毫米级，如图 1( a) 所示，粗大的共晶组织给 后续的热变形加工带来困难，也大幅降低材料的塑 韧性，恶化材料综合性能． 喷射成形冷速快，大幅抑 制枝晶生长，组织主要为等轴晶组织，共晶碳化物的 尺寸也极大地减小，共晶碳化物团的尺寸一般小于 10 μm，如图 1( b) 所示． 图 1( c) 为尺寸较大( 100 ～ 200 μm) 过喷粉的扫描电镜形貌． 随着冷却速度的 增加，碳化物的析出得到抑制，一次枝晶的尺寸小于 10 μm，M2C 碳化物片层厚度为亚微米级，晶粒内部 为马氏体，晶界分布着残余奥氏体和 M2C 碳化物共 晶组织． 如图 1( d) 所示，随着冷却速度的进一步提 高，细过喷粉颗粒内部碳化物的析出进一步得到抑 制，看不到明显的碳化物网络，晶粒尺寸也进一步降 低，最大为 2 ～ 3 μm． 综上可以看出，冷却速度对材 料的显微组织有着显著影响． 图 2 的 X 射线衍射谱显示，铸态、沉积态和过 喷粉中的相组成一致，均由 M2 C、MC、α( δ) 和 γ 相 组成． 其中铸态组织的 M2C 含量最多，γ 相含量最 少; 过喷粉中碳化物的峰强相对铸态要小很多，证明 其碳化物含量少，而 γ 相峰强较高，含量较多． 综上 所述，随着冷却速度的增加，凝固过程中碳化物的析 出得到抑制，M3 高速钢组织中碳化物含量减小，奥 氏体中合金元素含量增加，Ms( 马氏体转变开始) 温 度降低，因而残余奥氏体的含量趋于增多［8--9］． 2. 2 喷射成形沉积坯的显微组织及碳化物热分解 2. 2. 1 沉积坯的显微组织及相形成分析 沉积坯试样 X 射线衍射分析表明，其相组成为 M2C、MC、α 和 γ． 结合扫描电镜分析，如图 3( a) 所 ·794·