·332· 工程科学学报，第37卷，第3期 1278.9℃，由于MC的凝固范围较宽，其析出长大行为 化物消失，除MC相外，出现大量MC相，这与能谱分 能随着温度降低持续到共晶反应结束.当温度降到 析所得结果一致.由于MC碳化物是亚稳相，其在 1245.7~1343.9℃时，剩余液相发生共晶反应，L→ 1000℃以上保温过程中即开始发生分解反应，M2C+ MC+MC+Y.表3列出了喷射成形M3和MN钢凝固 Y→M,C+MC,生成较为稳定的M。C和MC型碳化 过程发生的反应及其温度，并与相关文献的结果进行 物2四，这种分解产物细小、球化，在后续锻造过程 对照.由表3可见，上述结果与Barkalow、Galda、Fis- 中，经变形应力作用碎断，分布更为均匀.M,C共晶碳 chmeister等s-2n对M2高速钢凝固过程研究结果一 化物的分解主要受原子扩散控制，加热温度越高，原子 致.本文研究的M3型高速钢相对于M2钢，碳和钒含 扩散能力越强，M,C片层越薄，分解越完全.Nb的添 量提高，使得其8Fe析出温度降低而MC相的析出温 加，使得沉积态MN中MC片层变薄，数量减少，有利 度升高.由于Nb与C的结合能力比V强，Nb的添加 于其受热分解.图3(d)和(e)分别为M3和MN合金 导致MC相的起始析出温度提高，液相中的C首先与 经1180℃淬火后的金相显微组织.可见，大量碳化物 Nb结合形核，随着温度和Nb含量的降低，活性较低的 固溶进基体，晶界上则分布着尺度较大的未溶碳化物， V、Mo等逐渐参与形成MC相，导致这种含Nb的先共 M3合金中MC相呈不规则块状，MN合金中MC碳化 晶MC相易于与奥氏体离异共晶存在，最终在沉积态 物则明显球化且数量更多，通过截线法测得两种合金 MN中表现为孤立的近球形颗粒 的平均晶粒尺寸分别为9.56um和9.39um,表明在 1180℃奥氏体化过程中，晶粒并未发生明显长大. 2.3铌对高速钢摩擦性能的影响 图4(a)为喷射成形M3和MN高速钢经淬火和回 火处理后，载荷为200N时的磨损体积与温度的关系 M3 1243.9℃ 1271.7℃ 曲线。可见，随着温度升高，高速钢的磨损量逐渐加 MN 1333.7℃1410.6℃ 大，从常温(25℃)到300℃，两种合金磨损量增加缓 慢，温度超过300℃后，磨损量急刷剧增加，表明这两个 1278.9℃ 阶段磨损机制发生较大变化.相对M3钢，MN高速钢 1245.7℃130.0℃1411.2℃ 具有比M3钢更优异的抗磨损性能，25~300℃时M3 1000 1100 1200 1300 1400 高速钢的磨损体积约为MN的2倍，温度升高到500 温度 ℃时MN高速钢的磨损体积也仅为M3钢的64%.图 图2沉积态M3和MN高速钢的凝固热分析曲线 4(b)为喷射成形M3和MN高速钢在500℃时的磨损 Fig.2 DSC cooling curves of the as-deposited M3 and MN2 high speed steels 体积与载荷的关系曲线.可见，M3和MN高速钢磨损 量均随载荷增加呈线性增加，表明500℃时两合金在 表3沉积态M3和MN高速钢凝固过程中发生的反应及其温度 不同载荷下的磨损机制并未发生明显变化，载荷为 Table 3 Reactions of the spray-formed M3 and MN high speed steels 1O0N时两合金磨损量相当，随载荷增加，MN钢磨损 during solidification process and temperature ℃ 量增加量相对M3钢平缓. 反应 MB MN M29 M2 C20]M2 [20 图5为载荷200N,温度300℃时喷射成形M3和 L→8Fe 1410.61411.2 1435 1425 1433 MN高速钢磨损表面的扫描显微组织形貌.可以看出， L+8-Fey 1333.71330.0 1330 1325 1330 M3钢磨损表面出现大量长短不一的犁痕和沟槽，沿着 L→MC 1271.71278.91265 1262 摩擦方向分布，磨痕在碳化物堆积处受阻中断，部分碳 L→M2C+MC+y1243.91245.71240 1242 1242 化物发生破裂，从基体脱落，部分剥落物填充到破碎坑 中，表明此时磨损机制以磨粒磨损为主.MN钢表面磨 2.2锻态和淬火态高速钢的组织与相组成 痕数目相对M3钢明显减少，均匀且弥散的含铌MC型 图3(a)和(b)分别为锻态MB和MN合金的扫描 碳化物对抗磨粒磨损的提高作用显著.M3钢中的MC 电镜照片.可以看出，沉积态合金中条棒状M,C碳化 型碳化物多为较大尺度的不规则块状，在摩擦过程中 物经破碎后，沿变形方向呈带状分布，能谱分析结果表 与氮化硅球接触，承受的剪切应力和压应力更大，容易 明其为M,C型碳化物.M3中富V的MC型碳化物高 发生破裂和脱落.Nb大幅增加了喷射成形M3型高速 温锻造后，其形状仍为不规则块状，有的尺度达到10 钢中MC碳化物的数量，同时其形态趋于弥散和球化， um,MN高速钢经高温锻造后，碳化物呈均匀弥散分 与基体接触面积大，结合力较强，在摩擦过程中不易剥 布.锻态及沉积态M3的萃取碳化物X射线衍射图谱 离和脱落，极大提高了其抗磨损性能. 结果显示（图3(）)，沉积态合金经锻造后，原MC碳 图6为喷射成形MN高速钢在500℃，载荷为100工程科学学报，第 37 卷，第 3 期 1278. 9 ℃，由于 MC 的凝固范围较宽，其析出长大行为 能随着温度降低持续到共晶反应结束． 当温度降到 1245. 7 ～ 1343. 9 ℃ 时，剩余液相发生 共 晶 反 应，L→ M2C + MC + γ． 表 3 列出了喷射成形 M3 和 MN 钢凝固 过程发生的反应及其温度，并与相关文献的结果进行 对照． 由表 3 可见，上述结果与 Barkalow、Galda、Fis￾chmeister 等［19 － 21］对 M2 高速钢凝固过程研究结果一 致． 本文研究的 M3 型高速钢相对于 M2 钢，碳和钒含 量提高，使得其 δ-Fe 析出温度降低而 MC 相的析出温 度升高． 由于 Nb 与 C 的结合能力比 V 强，Nb 的添加 导致 MC 相的起始析出温度提高，液相中的 C 首先与 Nb 结合形核，随着温度和 Nb 含量的降低，活性较低的 V、Mo 等逐渐参与形成 MC 相，导致这种含 Nb 的先共 晶 MC 相易于与奥氏体离异共晶存在，最终在沉积态 MN 中表现为孤立的近球形颗粒． 图 2 沉积态 M3 和 MN 高速钢的凝固热分析曲线 Fig． 2 DSC cooling curves of the as-deposited M3 and MN2 high speed steels 表 3 沉积态 M3 和 MN 高速钢凝固过程中发生的反应及其温度 Table 3 Ｒeactions of the spray-formed M3 and MN high speed steels during solidification process and temperature ℃ 反应 M3 MN M2［19］ M2［20］ M2［21］ L→δ-Fe 1410. 6 1411. 2 1435 1425 1433 L + δ-Fe→γ 1333. 7 1330. 0 1330 1325 1330 L→MC 1271. 7 1278. 9 1265 1262 ― L→M2C + MC + γ 1243. 9 1245. 7 1240 1242 1242 2. 2 锻态和淬火态高速钢的组织与相组成 图 3( a) 和( b) 分别为锻态 M3 和 MN 合金的扫描 电镜照片． 可以看出，沉积态合金中条棒状 M2 C 碳化 物经破碎后，沿变形方向呈带状分布，能谱分析结果表 明其为 M6C 型碳化物． M3 中富 V 的 MC 型碳化物高 温锻造后，其形状仍为不规则块状，有的尺度达到 10 μm，MN 高速钢经高温锻造后，碳化物呈均匀弥散分 布． 锻态及沉积态 M3 的萃取碳化物 X 射线衍射图谱 结果显示( 图 3( c) ) ，沉积态合金经锻造后，原 M2C 碳 化物消失，除 MC 相外，出现大量 M6C 相，这与能谱分 析所得结果一致． 由于 M2 C 碳化物是亚稳相，其在 1000 ℃以上保温过程中即开始发生分解反应，M2 C + γ→M6C + MC，生成较为稳 定 的 M6 C 和 MC 型碳 化 物［22 － 23］，这种分解产物细小、球化，在后续锻造过程 中，经变形应力作用碎断，分布更为均匀． M2C 共晶碳 化物的分解主要受原子扩散控制，加热温度越高，原子 扩散能力越强，M2 C 片层越薄，分解越完全． Nb 的添 加，使得沉积态 MN 中 M2C 片层变薄，数量减少，有利 于其受热分解． 图 3( d) 和( e) 分别为 M3 和 MN 合金 经 1180 ℃淬火后的金相显微组织． 可见，大量碳化物 固溶进基体，晶界上则分布着尺度较大的未溶碳化物， M3 合金中 MC 相呈不规则块状，MN 合金中 MC 碳化 物则明显球化且数量更多，通过截线法测得两种合金 的平均晶粒尺寸分别为 9. 56 μm 和 9. 39 μm，表明在 1180 ℃奥氏体化过程中，晶粒并未发生明显长大． 2. 3 铌对高速钢摩擦性能的影响 图 4( a) 为喷射成形 M3 和 MN 高速钢经淬火和回 火处理后，载荷为 200 N 时的磨损体积与温度的关系 曲线． 可见，随着温度升高，高速钢的磨损量逐渐加 大，从常温( 25 ℃ ) 到 300 ℃，两种合金磨损量增加缓 慢，温度超过 300 ℃ 后，磨损量急剧增加，表明这两个 阶段磨损机制发生较大变化． 相对 M3 钢，MN 高速钢 具有比 M3 钢更优异的抗磨损性能，25 ～ 300 ℃ 时 M3 高速钢的磨损体积约为 MN 的 2 倍，温度升高到 500 ℃时 MN 高速钢的磨损体积也仅为 M3 钢的 64% ． 图 4( b) 为喷射成形 M3 和 MN 高速钢在 500 ℃ 时的磨损 体积与载荷的关系曲线． 可见，M3 和 MN 高速钢磨损 量均随载荷增加呈线性增加，表明 500 ℃ 时两合金在 不同载荷下的磨损机制并未发生明显变化，载荷为 100 N 时两合金磨损量相当，随载荷增加，MN 钢磨损 量增加量相对 M3 钢平缓． 图 5 为载荷 200 N，温度 300 ℃ 时喷射成形 M3 和 MN 高速钢磨损表面的扫描显微组织形貌． 可以看出， M3 钢磨损表面出现大量长短不一的犁痕和沟槽，沿着 摩擦方向分布，磨痕在碳化物堆积处受阻中断，部分碳 化物发生破裂，从基体脱落，部分剥落物填充到破碎坑 中，表明此时磨损机制以磨粒磨损为主． MN 钢表面磨 痕数目相对 M3 钢明显减少，均匀且弥散的含铌 MC 型 碳化物对抗磨粒磨损的提高作用显著． M3 钢中的 MC 型碳化物多为较大尺度的不规则块状，在摩擦过程中 与氮化硅球接触，承受的剪切应力和压应力更大，容易 发生破裂和脱落． Nb 大幅增加了喷射成形 M3 型高速 钢中 MC 碳化物的数量，同时其形态趋于弥散和球化， 与基体接触面积大，结合力较强，在摩擦过程中不易剥 离和脱落，极大提高了其抗磨损性能． 图 6 为喷射成形 MN 高速钢在 500 ℃，载荷为 100 · 233 ·