李亮軍， 張家敏， 遲宏宵， 周 健

(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 云南 昆明 650093； 2. 鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院， 北京 100081)

M2高速鋼是目前應(yīng)用最多的高速鋼品種。隨著現(xiàn)代機械技術(shù)的高速發(fā)展，提升M2高速鋼的硬度、耐磨性和紅硬性仍然是該領(lǐng)域科研工作者追求的主題之一。采用Co微合金化是提升高速鋼紅硬性的重要合金化手段之一，因此高速鋼中常有添加5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Co和8%Co以及更高Co含量的高速鋼鋼種。Speich等[1-3]研究結(jié)果表明，Co能夠抑制回火馬氏體的回復(fù)，并促進細(xì)小彌散的碳化物在回火過程中彌散析出。Dobrzanski等[4-5]研究表明，Co能夠使得高速鋼的二次硬度提高1.6～1.9 HRC，并使得高速鋼刀具的切削速率提高50%。劉宇等[6-7]研究表明，鋼的二次硬化能力和Co的含量呈線性關(guān)系，并且Co能夠增加鋼600 ℃以下的高溫硬度，而并不增加600 ℃以上的紅硬性和高溫硬度。對于高速鋼，起到二次硬化作用的二次碳化物可能是M2C、M23C6和MC。適當(dāng)?shù)难娱L回火時間，可以獲得細(xì)小的二次碳化物和更小的晶粒尺寸，從而有效提高沖擊性能和耐磨性[8]。雖然Co能提高高速鋼的二次硬化峰值、紅硬性和高溫硬度，但是Co與W、Wo、V等元素不同，不形成碳化物，并且對Co能夠提高高速鋼紅硬性和二次硬化效果的作用機理還不清楚。在20世紀(jì)80年代的全球合金元素市場危機引發(fā)了對高速鋼的大量研究，旨在通過限制昂貴且不易獲得的如W、Mo、V、Co的含量，并通過用更便宜和更容易獲得的如Si、Ti、Nb來代替。對高速鋼來說，Co非常重要，我國的Co資源非常匱乏且價格昂貴。國內(nèi)外主要致力于對高Co含量高速鋼的研究，而對微量Co高速鋼的研究較少，高Co含量高速鋼雖然有著更好的綜合性能，但是并不能夠帶來可觀的經(jīng)濟效益。因此，研究微量Co對高速鋼的影響至關(guān)重要。

1 試驗材料與方法

本文采用50 kg的真空感應(yīng)爐冶煉2種試驗鋼，并將冶煉好的鋼錠進行鍛造，鍛造成尺寸為φ16 mm的鋼棒，鍛后及時退火處理，根據(jù)Co含量的不同標(biāo)記為0Co和0.82Co，試驗鋼的成分見表1。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

在熱處理前先在試驗鋼的表面刷上一層防脫碳、抗氧化的涂層。2種試驗鋼均采用的熱處理工藝為850 ℃預(yù)熱，然后轉(zhuǎn)爐至1200 ℃淬火30 min，油冷至室溫，最后分別在460、480、500、520、540、560、580、600 ℃回火3次，每次2 h，空冷，之后測定其硬度、沖擊性能和抗彎強度。選取540 ℃回火后的試樣進行紅硬性測試，測試溫度為600 ℃，保溫時間分別為0、4、8、12、24和48 h，采用GB/T 230.1—2004《金屬洛氏硬度試驗 第1部分：試驗方法(A、B、C、D、E、F、G、H、K、N、T標(biāo)尺)》測定不同保溫時間并冷卻至室溫的試樣硬度值；采用尺寸為5 mm×5 mm×55 mm 的無缺口沖擊試樣按GB/T 229—2007 《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進行室溫沖擊試驗，對同一種回火熱處理之后試驗鋼取3組平行試樣，最后取平均值；抗彎強度試驗采用的是三點彎曲的方法進行，將試驗經(jīng)過熱處理之后的試驗鋼，加工成φ5 mm×45mm 的標(biāo)準(zhǔn)試樣，并采用YB/T 5349—2014《金屬彎曲試驗方法》測定試驗鋼的抗彎強度。

顯微組織和掃描組織觀察用5 g CuCl+30 mL HCl+30 mL H2O+25 mL酒精，試劑配好后放置20～30 min擦拭侵蝕。采用OLYMPUS GX51光學(xué)顯微鏡、Quanta 650 FEG熱場發(fā)射掃描電鏡、場發(fā)射透射電鏡和能譜儀對試驗鋼的紅硬性組織、碳化物種類成分以及沖擊斷口進行分析。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 回火硬度及紅硬性分析

圖1(a)為兩種試驗鋼的回火硬度曲線。從圖1(a)可以看出，在460～600 ℃高溫回火溫度范圍內(nèi)，試驗鋼的回火硬度都呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢，添加0.82Co后，M2鋼的高溫回火硬度沒有顯著提高。在460～520 ℃范圍內(nèi)，回火硬度逐漸升高，兩種鋼均出現(xiàn)典型的二次硬化效應(yīng)，二次硬化峰出現(xiàn)在520 ℃。這是因為在回火過程中伴隨著二次碳化物的析出和長大的過程，在回火溫度低于520 ℃時，隨著回火溫度的升高，在回火馬氏體上析出的二次碳化物的數(shù)量增多，從而使得硬度提高，產(chǎn)生硬化現(xiàn)象?；鼗疬^程增加了碳化物析出的驅(qū)動力[9]，使得回火硬度升高。超過520 ℃之后，兩種鋼的回火硬度開始下降，其中0Co鋼的回火硬度在溫度高于540 ℃之后硬度急劇下降，而0.82Co鋼的回火硬度在回火溫度高于580 ℃之后開始急劇下降。

圖1(b)為兩種試驗鋼經(jīng)540 ℃回火后的紅硬性曲線。從圖1(b)可以看出，隨著保溫時間的延長，兩種試驗鋼的硬度都呈現(xiàn)逐步降低趨勢，在開始的4 h內(nèi)，隨著時間的延長，兩種試驗鋼的硬度都在急劇下降，而之后硬度下降趨勢變得緩慢。0Co鋼和0.82Co鋼經(jīng)過600 ℃保溫48 h后，硬度分別下降了13.3 HRC和12.5 HRC，0.82Co 鋼表現(xiàn)出了比0Co鋼更好的紅硬性，但是提升效果不顯著。高速鋼的紅硬性主要取決于淬火時溶入奧氏體當(dāng)中的合金碳化物的含量，以及在回火過程中會促使析出彌散的碳化物抗聚集能力，從而提高高速鋼的硬度和紅硬性[10-12]。隨著保溫時間的延長，細(xì)小的二次碳化物的尺寸增大，使得基體中固溶的碳和合金元素的含量急劇降低，從而基體組織硬度降低，紅硬性也降低。

2.2 沖擊性能和抗彎強度分析

圖2為兩種試驗鋼的在不同回火溫度下的沖擊吸收能量和抗彎強度。從圖2(a)可看出，隨著回火溫度的升高，兩種試驗鋼的沖擊吸收能量在增大，即沖擊性能在增大，0Co鋼的沖擊性能要略優(yōu)于0.82Co鋼的，但是隨著回火溫度的升高，二者的沖擊性能逐漸接近，最后差別不大。從圖2(b)可以看出，隨著回火溫度的升高，兩種試驗鋼的抗彎強度都呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢，在580 ℃時達到峰值，其中0Co鋼抗彎強度的峰值為4424 MPa，而0.82Co鋼抗彎強度的峰值為5251 MPa，0.82Co鋼的抗彎強度要顯著高于0Co鋼的。從圖2可以看出，兩種試驗鋼在回火溫度為580 ℃左右時，具有較好的沖擊性能和抗彎強度。

圖2 試驗鋼在不同回火溫度下的沖擊吸收能量(a)和抗彎強度(b)

2.3 沖擊斷口分析

圖3為試驗鋼在不同回火溫度下的沖擊斷口形貌?？梢钥闯?，兩種試驗鋼的斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂，0Co鋼的斷口上分布著大量大顆粒的碳化物，經(jīng)過能譜分析，大顆粒的碳化物多為MC，且多為角狀。0.82Co鋼的斷口上可以看到分布著許多平坦的“類解理”小平面和微孔，并且隨著回火溫度的升高，這種“類解理”平面變大，0Co鋼斷口上的大顆粒角狀碳化物的數(shù)量相對較少。高速鋼受沖擊時，在碳化物以及其與基體的交界面上都非常容易產(chǎn)生裂紋，這是因為高速鋼中的合金碳化物是硬而脆的，在沖擊時，由于外力的作用下，大顆粒角狀的碳化物開裂并產(chǎn)生微裂紋，使得高速鋼的韌性變差。高速鋼經(jīng)過淬火和回火之后得到的組織為回火馬氏體，Co的添加使得馬氏體基體中的碳和合金元素的含量增大，微裂紋在馬氏體基體上的擴展更為容易，從而使高速鋼的沖擊性能有所降低。

圖3 0Co鋼(a、c)和0.82Co鋼(b、d)經(jīng)不同溫度回火后的沖擊斷口形貌

2.4 組織分析

圖4為試驗鋼在600 ℃保溫不同時間的顯微組織照片。可以看出，經(jīng)過熱處理之后的組織為回火馬氏體+碳化物+殘留奧氏體。隨著保溫時間的延長，基體上析出的碳化物數(shù)量增多，細(xì)小的碳化物也出現(xiàn)了聚集和長大。隨著Co含量的升高，小顆粒碳化物的數(shù)量更多，0Co鋼中一次碳化物的尺寸明顯要比0.82Co鋼大，并且呈角狀和球狀，而0.82Co的一次碳化物的顆粒細(xì)小，呈球狀。0Co鋼的晶粒尺寸要明顯大于0.82Co鋼的，從而使得0Co鋼的馬氏體板條變得粗大，隨著保溫時間的延長，馬氏體板條變得越發(fā)粗化。保溫前4 h馬氏體板條快速粗化，而碳化物的析出較少，從而使得硬度下降較快，而隨著保溫時間的延長，馬氏體板條長大速率降低，而在基體上析出的細(xì)小碳化物逐漸長大并聚集，使得固溶在基體當(dāng)中的碳和合金元素的數(shù)量減少，從而使得基體的硬度下降。

圖5和圖6為兩種試驗鋼在600 ℃保溫不同時間的SEM形貌及碳化物能譜分析。從圖5可以看出，0Co鋼中碳化物的尺寸粗大，小顆粒的碳化物數(shù)量要遠(yuǎn)遠(yuǎn)少于0.82Co 鋼，對奧氏體晶界的釘扎作用減弱，使得晶粒長大，導(dǎo)致0Co鋼晶粒尺寸要大于0.82Co鋼的晶粒尺寸，從而使得晶粒內(nèi)部的馬氏體尺寸也較大。經(jīng)過能譜分析發(fā)現(xiàn)兩種試驗鋼的碳化物的種類主要是由富含W、Mo的M6C和富含W、Mo、V的MC型兩種碳化物所組成，大顆粒的碳化物主要分布在晶界處，小顆粒的碳化物主要分布在晶界內(nèi)并靠近晶界；并且隨著保溫時間的延長，馬氏體板條發(fā)生了較大的回復(fù)，細(xì)小的碳化物也進一步粗化。

圖5 0Co鋼(a～c)和0.82Co鋼(d～f)經(jīng)600 ℃保溫不同時間后的SEM形貌

圖6 圖5中碳化物的能譜

圖7為試驗鋼經(jīng)600 ℃保溫48 h后的TEM組織及碳化物能譜分析。圖7(a)為0Co鋼中的小顆粒白色的碳化物，由圖7(d)的能譜可以看出，該類型的碳化物為富含V的MC型碳化物VC，該類碳化物是淬火時未溶的大顆粒共晶碳化物，對鋼的紅硬性影響不大。圖7(b，c)為兩種試驗鋼的TEM組織形貌，可以看出，兩種試驗鋼經(jīng)600 ℃保溫48 h后，馬氏體板條均發(fā)生了較大的回復(fù)，兩種試驗鋼的馬氏體板條寬度相差不大，可以看出馬氏體的寬度并沒有直接影響高速鋼的紅硬性。

圖7 試驗鋼在600 ℃保溫48 h后的TEM形貌

圖8為600 ℃保溫48 h后兩種試驗鋼中二次碳化物的形貌及衍射斑。從圖8可以看出，兩種試驗鋼中二次碳化物主要為長條針狀的密排六方結(jié)構(gòu)的M2C型的碳化物Mo2C，從圖8(a)可以看出，M2C碳化物的衍射斑(紅色衍射斑)與馬氏體基體(白色衍射斑)之間的取向關(guān)系接近。

3 結(jié)論

1) 通過對0Co鋼和0.82Co鋼的硬度和紅硬性研究發(fā)現(xiàn)，添加0.82Co元素并沒有顯著提高M2高速鋼硬度和紅硬性，在460～600 ℃回火溫度范圍內(nèi)，添加0.82Co之后回火硬度僅僅提高了0.26～1.10 HRC；在600 ℃下保溫48 h后，0Co鋼的硬度下降了13.3 HRC，而0.82Co鋼的硬度下降了12.5 HRC。

2) 通過對0Co鋼和0.82Co鋼的沖擊性能和抗彎強度分析發(fā)現(xiàn)，0Co鋼的沖擊性能略優(yōu)于0.82Co鋼，當(dāng)回火溫度高于520 ℃時，隨著溫度的繼續(xù)升高，二者的沖擊性能逐漸接近；添加0.82Co元素可大幅提高M2鋼的抗彎強度，0.82Co鋼的抗彎強度明顯要優(yōu)于0Co鋼，并且隨著回火溫度升高，0.82Co鋼的抗彎強度明顯要優(yōu)于0Co鋼，并且兩種試驗鋼均在580 ℃時達到抗彎強度的峰值。

3) 兩種試驗鋼的回火組織主要為回火馬氏體+碳化物+少量殘留奧氏體，一次碳化物主要為富含W、Mo的M6C和富含W、Mo和V的MC，二次碳化物主要為密排六方結(jié)構(gòu)的M2C，呈針狀析出，Co能夠促進鋼中的二次碳化物的析出，且在基體上均勻分布，從而對鋼的硬度和強度有利。