快凝Ｍ２十０．５Ｂ高速钢的过热组织刘怀喜，曹兴国（郑州大学）（洛阳工学院）摘要：本文采用 多种显微分析手段对快速凝固高速钢Ｍ２＋０．５Ｂ在过热状态下合金相的类型、形貌、分布情况 及基体组织的亚结构类型进行了观察和分析，同时详细讨论了过热时第二相的粗化、分布情况及其 原因．关键词：高速工具钢，过热组织，硼钢０前言高速钢目前仍是机械制造业各种刀具的主要材 料。传统铸造方法生产的高速钢，因材料的液固相线温度间隔大，使钢锭凝固时常产生相当大的相 偏析和成分偏析，从而形成大量硬而脆的粗大共晶碳化合物。这严重降低了刀具的韧性等性能。为 此探索新的制造工艺，提高高速钢的性能是国内外材料研究人员的科研方向。自七十年代开始，先 后出现了多种高速钢的制造方法［’ｊ，如采用气雾化一热等静压、粉末热锻法、的未热挤压法、 烧结致密化等工艺制造权未冶金高速钢，其目的都是为了提高钢液凝固时的冷却速度，减少碳化物 偏析，细化晶粒以提高刀具的使用寿命。进人八十年代后，人们将快速凝固技术应用于高速钢生产 上，因快淬粉未的冷却速度比雾化粉未高出２～３个数量级，从而使碳化物更加细小均匀，几乎无 偏析［’］，因而使性能大为提高。本文拟对快凝Ｍ２＋０．ＳＢ（ｔＶｔ％）高速钢的过热组＃ ｛ｉｌｆ行研究和分析。１实验方法及结果１．互材料的制备将一６０目的ＭＺ水雾化粉未进行真 空还原处理后配人０．ＳＢ（Ｗｔ％）和适量碳黑粉制成棒状，经ＲＳＣ（高速旋转杯）法制成微 晶粉未，然后热挤压，最后经真空还原退火而得。退火后的组织为大量均匀、细小、颗粒状碳化物 、硼化物均匀分布于索氏作基体上。１．２热处理淬火工艺根据Ｆｅ—Ｂ相图［’１可知：在９２ ０’Ｃ左右发生共析转变，即Ａｃ；一９２０’Ｃ，１１５０’Ｃ发生共晶转变，为使各合金元素 溶解充分，对高速钢而言，其淬火温度应稍偏高，因此对快凝Ｍ２＋０．刘怀喜：女．１９６５年 生．讲师ＳＢＩＱｉｉｆｆｉ钢在９７０Ｃ～１１５０Ｃ范围内制定了一系列的淬火工艺，现将使 组织有过热倾向和明显过热的两种二〔艺示于图豆。ａ）１１４０℃油淬ｂ）１１５０℃油淬同１ 两种淬火工艺曲线１．２组织分析１．２．ｌ光镜下的组织分析在ＯＬＹＭＰＵＳ光学显微镜下对 试样观察和拍照，其金相组织如囹二所示。由图Ｚａ）可看出：其组织较细，但局部地方第二相颗 粒已开始吞并、粗化，这说明组织也有过热趋势；同时还可看出第二相含量较普通高速钢的正常组 织中要多，这是因为硼的加入使第二相总量增加，且淬火温度较低，难溶的碳化物未充分溶解。由 图Ｚｂ）可看出：其组织粗大，已出现明显网状组织，是典型的过热组织。ａ）１１４０Ｔ汕淬８ ００Ｘｂ）１１５０ｔｉｅ淬８００Ｘ网２金相组织照片ｌ·２·２透射电镜下的组织分析用Ｈ— ８００型透射电镜对大量试样进行了观察，照片示于图３～４。由图３知：１１４０’Ｃ油年时， 其绝大部分组织是：基体十细小颗粒状第二相，但局部地方有较大的第二相，如图ｈ）；其基体为 混合型马氏体，即有位错马氏体和孪晶马氏体，且位错马氏体含量较多，如图ａ）马氏体基体十颗 粒状第二相ｂ）位错马氏体十孪晶马氏体图３１１１０℃汕淬时的透射电镜照片３ｂ）。由图４知 ：１１５０’Ｃ油淬时，其显微组织主要是孪晶马氏体加少量位错马氏体，如图４ａ），ａ）李晶 马氏体十少量位错马氏体ｂ）角状第Ｍ相冈４１１５０’ＣＡｓ淬时的诱射中剩Ｂ片另外还存在大 量的形状不规则的碳化物、
硼化物，典型形状为角状，如图４ｂ）。组织中出现了相当数量粗大的
第二相，它们严重分割基体，将使材料的韧性明显降低。ｌ·３相分析表ｌ各物相的有在情况１· ３·ＩＸ一射线相分析在国产的Ｙ—２型衍射仪上对两种淬火里织进行了Ｘ一射线相分析，所得衍 射曲线及标定如图５所示。由标定结果知：过热状态所存相为；ＶＣ、Ｍ。Ｃ、Ｍ。。（Ｃ．Ｂ） 。、ＭｓＢＺ、ａＦｅ、１“Ｆｅ。亚．３．２透射电镜下的相分析利用透射电镜对１］５０‘Ｃ 汕淬ａ）！１．１０’Ｃ汕淬试样衍射曲线ｂ）ｌ！５０Ｃ油淬试样衍射曲线囹ｓｘ一射线衍射曲 线状态的试样进行了相分析，所得结果列于表１。各物相典型形貌、衍射斑点及标定结果如图６～ ９所示。通过透射电镜分析可知：快凝ＭＺ＋０．ＳＢ呈过热状态时形成了形状复杂、多为角状、 多分布于晶界的粗大Ｍ。。（Ｃ，Ｂ）。及存在大量形状多种多样的较为粗大的Ｍ。Ｃ。２结果分 析２．ｌ因为在淬火冷却过程中存在着两个过程［‘ｊ：一是从奥氏体中析出碳化物、硼化物的过 程；另一个是碳化物、硼化物不断球化的过程。在较高温度下，碳化物、硼化物的析出要领先球化 反应，领先程度受碳化物、硼化物形成元素在奥氏体中的含量、扩散能力、分布情况及形ａ）形貌 ｂ）衍射斑点ｃ）标定图图６Ｍ。。（Ｃ，Ｂ）。的形貌、对应的ｈ射斑点及标定结果ａ）形貌ｂ ）衍射斑点ｃ）标定图图７Ｍ。Ｃ的形貌、对应的衍射斑点及标定结果成相的晶格结构等的影响， 而在较低温度下两者在很大程度上相重叠。因此根据在电镜下所观察到的各种第二相形貌可推断： Ｍ。。（Ｃ，Ｂ）。在高温下的长大速度极快，远远领先于球化反应速度，ＭｅＣ长大速度也较球 化速度要快。２．２因为硼元素是一种强烈的内吸附元素，在晶界上的偏聚能力很强，晶界浓度Ｃ ，与晶内浓度ＣＯ符合下列关系式：，Ｃｆ＝ｃ。·ｅｗ”式中Ｒ——气体常数；Ｔ——绝对温度 ；Ｑ——畸变能。从上式可知：随温度的降低，硼偏析程度增大；硼原子向晶界的迁移是借助于空 位运动，速度极快，硼在晶界上的饱和溶解度又很小，故硼极易在晶界析出。如１０Ｂ２０钢从１ ０９３’Ｃ冷ａ）形貌ｂ）衍射斑点ｃ）标定图图８Ｍ３Ｂ。的形貌、对应的衍射斑点及标定结果 。）形貌ｂ）衍射斑点Ｃ）标定图罔９ＶＣ的形貌、对应的衍射斑点及标定结果却时．只有冷速大 于７７℃／Ｓ才无Ｍ。（Ｃ，８）。析出，这说明即使油淬也会有Ｍ。（Ｃ，Ｂ人析出，且含硼量 越高析出程度越大。另外，硼的加入将降低材料的熔点，所降低的程度随硼含量的增加而增加，故 晶界处熔点较晶内低，使网状组织易于形成。从电镜观察也可看出ｔｈｅ（Ｃ，Ｂ）。主要在晶界 处所出。２．３因退火组织为大量细小、颗粒状均匀分布于索氏体上的碳化物、硼化物，如此均匀 、细小、弥散的第二和在加热时对奥氏体晶界有订扎作用，但当加热高至某一临界值时，绝大部分 第二相完全溶解，此时钉扎作用大大削弱．使晶粒迅速长大，晶界面积减少，硼在晶界处浓度增大 、熔点降低．因而网状组织易于形成。由此可知，为何从１１４０：Ｃ提高到１１５０’Ｃｄｅ明 显出现网状组织。３结论３．！快凝Ｍ２＋０．ＳＢ高速钢１１４０’Ｃ油淬时开始有过热趋势， １１５０’Ｃ油淬时为明显过热组织。３．２快凝ＭＺ＋０．ＳＢ高速钢在１１４０’Ｃ及１１５ ０”Ｃ油淬时，组织中所存相为：ＶＣ、ＭＩＣ、ＭＺ。（Ｃ，Ｂ）６、Ｍ＆、ａ一民、Ｔ一队。 ３．３造成快凝ＭＺ＋０．ＳＢ高速钢过热的主要原因是：硼大量偏聚于晶界，同时降低材料难点 ；Ｍ。３（Ｃ，Ｂ）６析出速度极快；Ｍ６Ｃ析出速度也大于球化速度；高于某一临界温度时，第 二相颗粒的钉扎作用大为减弱，晶粒迅速长大。参考文献｜｜１戴行仪，严建肃等．烧结高速钢的 制造工艺及其应用．上海材料研究所，１９８４：９２Ｒａｙｅｌａｌ．ＴｏｕｇｈＳｔｅｅｌｓ ＷｉｔｈＣｏｎｔａｉｎＢｏｒｎａｎｄＨａｖｅＢｅｅｎＰｒｏｃｅｓｓｅｄＵｓｉｎｇａＲａ ｐｉｄＳｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎＰｒｏｃｅｓｓａｎｄＭｅｔｈｅｄ．ＵｎｉｔｅｄＳｔａ ｔｃｓＰａｔｅｎｔ２７５６２９．Ｊｕｎ．２２，１９８１３ＬｉＪＣＭ．ＲａｐｉｄｌｙＱｕ ｅｎｃｈｅｄＭｅｔａｌｓａｎｄＡｌｌｏｙｓ．ＪＭｅｔａｌｓｄ，１９８９，（９）４罗伯茨 ＧＡ，卡里ＲＡ著；徐进，姜先等译．工具钢．北京：冶金工业出版社，１９８４ＴｈｅＯｖｅｒ ｈｅａｔｅｄＳｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅＲａｐｉｄｌｙＳｏｌｉｄｉｆｉｅｄＨｉｇｈ－Ｓ ｐｅｅｄＳｔｅｅｌＭ２＋－Ｌ０．５Ｂ￥ＬｉｕＨｕａｉｘｉ；ＣａｏＸｉｎｇｇｕｏ（Ｚｈｅ ｎｇｚｈｏｕＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ）（ＬｕｏｙａｎｇＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＴｅｃｈｎｏｌ ｏｇｙ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｔｙｐｅｓ，ｓｈａｐｅｓ，ｔｈｅｓｔａｔｅｏｆｄｉｓｔ ｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆａｌｌｏｙ－ｐｈａｓｅａｎｄｔｈｅｃｈａｒａｃｔｅｒｏｆｓｕｂｓｔ ｒｕｃｔｕｒｅｏｆｍａｔｒｉｘｏｆｔｈｅｒａｐｉｄｌｙｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄｈｉｇｈ－ｓ ｐｅｅｄｓｔｅｄＭ２＋０．５Ｂｉｎｔｈｅｏｖｅｒｈｅｔａｔｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｒｅ ｏｂｓｅｒｖｅｄａｎｄａｎａｌｙｓｅｄｂｙｍｅａｎｓｏｆｓｏｍｅｍｉｃｒｏａｎａｌｙｓ ｅｒ．Ａｔｔｈｅｓａｍｅｔｉｍｅ．ｔｈｅｃｏａｒｓｅｎｉｎｇ，ｔｈｅｓｔａｔｅｏｆｄｉ ｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｒｅａｓｏｎｏｆｃｏａｒｓｅｎｉｎｇｏｆｔｈｅｓｅｃｏ ｎｄ－ｐｈａｓｅｉｎｏｖｅｒｈｅａｔｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｒｅｒｅｐｏｒｔｅｄｉｎｄ ｅｔａｉｌ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：Ｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄｔｏｏｌｓｔｅｅｌｓＯｖｅｒｈｅａｔ ｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅＢｏｒｏｎｉｎｔｅｎｓｉｆｉｅｄｓｔｅｅｌ快凝M2十0．5B高速 钢的过热组织@刘怀喜，曹兴国$郑州大学，洛阳工学院高速工具钢，过热组织，硼钢本文采用多 种显微分析手段对快速凝固高速钢Ｍ２＋０．５Ｂ在过热状态下合金相的类型、形貌、分布情况及 基体组织的亚结构类型进行了观察和分析，同时详细讨论了过热时第二相的粗化、分布情况及其原 因．１戴行仪，严建肃等．烧结高速钢的制造工艺及其应用．上海材料研究所，１９８４：９２Ｒａｙｅｌａｌ．ＴｏｕｇｈＳｔｅｅｌｓＷｉｔｈＣｏｎｔａｉｎＢｏｒｎａｎｄＨａｖｅＢｅｅｎＰｒｏｃｅｓｓｅｄＵｓｉｎｇａＲａｐｉｄＳｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎＰｒｏｃｅｓｓａｎｄＭｅｔｈｅｄ．ＵｎｉｔｅｄＳｔａｔｃｓＰａｔｅｎｔ２７５６２９．Ｊｕｎ．２２，１９