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        淬火工藝對(duì)粉末冶金馬氏體不銹鋼組織與性能的影響

        2022-06-29 07:19:56劉少尊車(chē)洪艷王鐵軍
        金屬熱處理 2022年6期

        劉少尊,車(chē)洪艷,李 歐,梁 晨,桂 舜,王鐵軍

        (中國(guó)鋼研科技集團(tuán)有限公司 安泰科技股份有限公司,北京 100081)

        目前,絕大多數(shù)低端刀具用鋼材已實(shí)現(xiàn)國(guó)產(chǎn),但高端刀具材料嚴(yán)重依賴進(jìn)口,尤其是粉末冶金材料。高品質(zhì)刀具的主要使用性能包括耐腐蝕性能、初始鋒利度與鋒利耐用度,要求其材料具備良好的耐腐蝕性以及碳化物分布彌散細(xì)小。因此,刀具鋼材通常采用高碳高鉻成分體系,碳起到固溶強(qiáng)化作用,鉻決定了鋼材的耐腐蝕性能,固溶鉻含量在10.5%以上時(shí),可使鋼表面生成鈍化膜[1]。

        鋼材耐磨性與鋼中碳化物的硬度、數(shù)量、尺寸、形貌和分布有密切的關(guān)系。碳化物通??商岣咪摰哪湍バ?,因此提高刀具的鋒利耐用度。Xu等[2]研究了不同碳化物類(lèi)型對(duì)高速鋼耐磨性的影響。研究發(fā)現(xiàn),由于MC硬度高于M6C和M2C,且分布均勻,因此耐磨性明顯優(yōu)于含另外兩種碳化物的鋼材。國(guó)內(nèi)外學(xué)者[3-5]研究發(fā)現(xiàn),高速鋼中高硬度的一次碳化物在磨損過(guò)程中可以有效提高鋼材耐磨性。

        但如果碳化物形成元素如C、Cr、Mo、V等含量過(guò)高,鋼中會(huì)形成粗大共晶碳化物,使鋼材韌性大幅降低,甚至失去熱變形能力。Kim等[6]研究發(fā)現(xiàn),高鉻鑄鐵中粗大的一次碳化物由于硬度高、脆性大,極易斷裂并從基體脫落,惡化了其耐磨性和斷裂韌性;低鉻鑄鐵中,網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的共晶碳化物雖然硬度相對(duì)較低,但提高了鑄鐵的耐磨性和韌性;Hwang等[7]研究了一次碳化物對(duì)高速鋼軋輥性能的影響,研究發(fā)現(xiàn),偏聚于晶界的粗大一次碳化物可以提高軋輥的硬度,但是明顯惡化了其斷裂韌性。馮寶萍等[8]研究發(fā)現(xiàn),大尺寸的一次碳化物顯著降低了GCrl5軸承鋼的疲勞壽命。Zhi等[9]研究發(fā)現(xiàn),高鉻鑄鐵中粗大的一次碳化物降低了其沖擊性能。

        采用粉末冶金工藝可避免形成粗大共晶組織,顯著細(xì)化碳化物尺寸,得到細(xì)密均勻顯微組織,同時(shí)可突破熔煉-鑄鍛工藝的材料設(shè)計(jì)上限,制備更高碳與合金含量鋼種。通過(guò)熱等靜壓工藝固相燒結(jié)成型,燒結(jié)過(guò)程中無(wú)液相生成,可有效抑制碳化物長(zhǎng)大,從而使其具有更加優(yōu)異的耐磨性、耐腐蝕性,與韌性配合,可大幅提高刀剪材料的鋒利耐用度。對(duì)于熔鑄工藝生產(chǎn)的刀剪用鋼的熱處理工藝,前人進(jìn)行了大量研究,如5Cr15MoV、8Cr13MoV、9Cr18MoV鋼等[10-12],但對(duì)于粉末冶金制備的超高碳不銹鋼,其熱處理工藝對(duì)顯微組織與性能影響還未進(jìn)行系統(tǒng)研究。本文以粉末冶金工藝制備的超高碳高鉻含量ATPM-MS3粉末鋼為對(duì)象,通過(guò)淬火工藝調(diào)控碳化物種類(lèi)、數(shù)量與尺寸分布,對(duì)材料組織演變規(guī)律和力學(xué)性能進(jìn)行研究。

        1 試驗(yàn)材料與方法

        ATPM-MS3粉末鋼(以下簡(jiǎn)稱(chēng)為試驗(yàn)鋼)采用真空感應(yīng)惰性氣體氣霧化制備粉末,經(jīng)熱等靜壓技術(shù)壓制成錠材,主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為1.9C、0.3Si、0.3Mn、20Cr、4V、0.7W,余量Fe。用排水法測(cè)量其密度為7.57 g/cm3。取標(biāo)準(zhǔn)沖擊和抗彎試樣,分別經(jīng)900、950、1000、1050、1100、1150、1200℃保溫0.5 h后,油淬冷卻后經(jīng)200℃回火3 h,按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》與YB/T 5349—2014《金屬材料 彎曲力學(xué)性能試驗(yàn)方法》分別進(jìn)行室溫?zé)o缺口沖擊與抗彎強(qiáng)度測(cè)試。經(jīng)上述淬火、回火后的金相試樣磨平、拋光后,用鹽酸酒精氯化鐵(質(zhì)量比5:5:1)溶液腐蝕組織,在FEI Quanta 650FEG型掃描電鏡上進(jìn)行顯微組織觀察,采用帕納科Xpertmrd型X射線衍射儀測(cè)定其相組成,采用靶材為鈷靶。

        2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

        2.1 顯微組織

        與淬火態(tài)相比,ATPM-MS3粉末鋼經(jīng)低溫回火后,應(yīng)力有所降低,韌性提高,其顯微組織與相組成幾乎無(wú)變化。試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火并200℃回火后的背散射電子像如圖1所示。背散射電子像可較好地反映不同原子序數(shù)的襯度,原子序數(shù)較大的元素亮度較高。由圖1可知試驗(yàn)鋼在不同溫度淬火時(shí),均由兩種不同種類(lèi)碳化物組成,將其命名為碳化物1與碳化物2。碳化物1呈灰色,尺寸稍大,形狀不規(guī)則,隨淬火溫度升高體積分?jǐn)?shù)有降低趨勢(shì)。試驗(yàn)鋼經(jīng)900℃淬火后,其體積分?jǐn)?shù)較多,部分連接在一起,部分呈條帶狀,隨淬火溫度升高,碳化物體積分?jǐn)?shù)逐漸降低,碳化物連接情況有所減少,試驗(yàn)鋼經(jīng)1150℃淬火后,其體積分?jǐn)?shù)約為17%,尺寸約為2μm,均勻彌散分布于基體中。碳化物2呈黑色,說(shuō)明其主要由原子序數(shù)較低元素組成,其尺寸較小,形狀接近球形,體積分?jǐn)?shù)較小,隨淬火溫度升高體積分?jǐn)?shù)與形貌變化不大,試驗(yàn)鋼經(jīng)1150℃淬火后,其體積分?jǐn)?shù)約為2%,尺寸約為0.5μm。

        圖1 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steel quenched at different temperatures and tempered at 200℃

        試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火并200℃回火后二次電子像如圖2所示。結(jié)果顯示,試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火后,均由基體相和碳化物組成。試驗(yàn)鋼經(jīng)900℃淬火后,基體相為鐵素體(Ac1=930℃),硬度為30 HRC,與退火態(tài)硬度(27 HRC)差異不大。試驗(yàn)鋼經(jīng)950~1050℃淬火后,基體相為鐵素體和馬氏體雙相,隨淬火溫度升高馬氏體相體積分?jǐn)?shù)逐漸增大,說(shuō)明試驗(yàn)鋼在950~1050℃奧氏體化時(shí)基體相為奧氏體與鐵素體雙相組織,經(jīng)過(guò)淬火快速冷卻后,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,鐵素體無(wú)變化。試驗(yàn)鋼經(jīng)1100℃以上淬火后,基體相中未見(jiàn)鐵素體,說(shuō)明在1100℃保溫30 min材料已完全奧氏體化,淬火冷卻后形成馬氏體組織。試驗(yàn)鋼經(jīng)1200℃淬火后,部分晶粒有所長(zhǎng)大,少數(shù)原奧氏體晶粒尺寸大于10μm,經(jīng)腐蝕后馬氏體板條組織更加明顯,此外,還可見(jiàn)部分塊狀?yuàn)W氏體組織。

        圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的二次電子圖像Fig.2 Secondary electron images of the tested steel quenched at different temperatures and tempered at 200℃

        試驗(yàn)鋼經(jīng)1150℃淬火并200℃回火后,基體和碳化物能譜成分如表1所示,馬氏體基體中主要為Fe和Cr,碳化物1中鉻含量比較高,碳化物2中釩含量較高。

        表1 試驗(yàn)鋼經(jīng)1150℃淬火并200℃回火后不同部位的成分Table 1 Composition of different parts of the tested steel quenched at 1150℃and tempered at 200℃

        2.2 相組成

        試驗(yàn)鋼經(jīng)900~1200℃淬火并200℃回火后的XRD圖譜如圖3所示,試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火后,碳化物主要由M7C3和少量MC相組成,結(jié)合SEM組織形貌照片以及EDS成分分析結(jié)果可知,碳化物1為M7C3,碳化物2為MC。試驗(yàn)鋼在1050℃以下淬火時(shí),由于鐵素體和馬氏體衍射峰角度高度重合,僅從衍射角度不能區(qū)分出鐵素體與馬氏體相。但與鐵素體相比,馬氏體位錯(cuò)密度較大,晶格畸變較嚴(yán)重,導(dǎo)致馬氏體峰寬化較明顯。由圖3(b)可知,試驗(yàn)鋼在900℃與950℃淬火時(shí),BCC相衍射峰較窄,而在1000℃以上淬火時(shí),BCC相衍射峰明顯寬化,也說(shuō)明了試驗(yàn)鋼在950℃以下淬火時(shí)基體相主要為鐵素體,在1000℃以上淬火時(shí)主要為馬氏體,這與掃描電鏡測(cè)試結(jié)果(見(jiàn)圖2)一致。隨著淬火溫度升高,碳化物衍射峰位置基本沒(méi)有變化,馬氏體峰位逐漸向低角方向偏移,奧氏體峰出現(xiàn),且峰值強(qiáng)度隨著淬火溫度升高而增強(qiáng)。

        圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the tested steel quenched at different temperatures and tempered at 200℃

        由布拉格方程2dhklsinθ=λ,取鈷靶的X射線特征波長(zhǎng)0.179 021 nm,由BCC(110)和BCC(211)晶面對(duì)應(yīng)的衍射峰的平均位置,可得出不同淬火溫度下BCC相晶格常數(shù),試驗(yàn)鋼經(jīng)900、950、1000、1050、1100、1150℃淬火后,馬氏體晶格常數(shù)分別為0.2871、0.2871、0.2874、0.2874、0.2876、0.2878 nm,呈逐漸增大趨勢(shì)(見(jiàn)圖4)。Bhadeshia等[13]總結(jié)了馬氏體中晶格常數(shù)與溶質(zhì)成分之間的關(guān)系,馬氏體中間隙固溶元素C對(duì)晶格常數(shù)影響較大,置換固溶元素對(duì)晶格常數(shù)影響相對(duì)較小,說(shuō)明隨淬火溫度升高,馬氏體中固溶C含量增大。

        按GB/T 8362—1987《鋼中殘留奧氏體定量測(cè)定 X射線衍射儀法》測(cè)定殘留奧氏體含量,馬氏體選用(200)、(211)兩晶面衍射線,奧氏體選用(200)、(220)兩晶面衍射線,碳化物體積分?jǐn)?shù)參考掃描電鏡照片,經(jīng)過(guò)計(jì)算可得到不同淬火溫度下殘留奧氏體含量,試驗(yàn)鋼經(jīng)1050、1100、1150、1200℃淬火后,殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為7.8%、14.1%、19.4%、35.0%。

        2.3 力學(xué)性能

        試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火并200℃回火后的力學(xué)性能如圖4所示。試驗(yàn)鋼在900℃淬火時(shí),基體為鐵素體,鐵素體中幾乎不固溶碳,位錯(cuò)密度較低,碳主要以碳化物形式存在,因此硬度較低,為30 HRC,此時(shí)韌性較高,沖擊吸收能量達(dá)到82 J;隨著淬火溫度升高,碳化物部分回溶于基體,試驗(yàn)鋼在950~1050℃保溫30 min,在高溫下形成奧氏體+鐵素體組織,淬火后奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,形成馬氏體+鐵素體雙相組織。隨著淬火溫度升高,馬氏體體積分?jǐn)?shù)增大,同時(shí)馬氏體中固溶碳增多,因此硬度和抗彎強(qiáng)度提高,但對(duì)韌性影響較大。當(dāng)淬火溫度大于1100℃時(shí),試驗(yàn)鋼在高溫下基體相為奧氏體單相,隨著淬火溫度升高,淬火后形成的馬氏體中固溶碳與合金元素含量逐漸升高,導(dǎo)致馬氏體晶格常數(shù)變大,馬氏體固溶強(qiáng)化作用進(jìn)一步增強(qiáng),淬火后硬度也逐漸增大;同時(shí),高溫下奧氏體中固溶碳與合金元素含量的增加也導(dǎo)致Ms點(diǎn)和Mf點(diǎn)下降,導(dǎo)致淬火后馬氏體轉(zhuǎn)變不完全,殘留奧氏體逐漸增多,直至1200℃淬火時(shí)殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)為35%,導(dǎo)致硬度和抗彎強(qiáng)度下降,但韌性略有提高。

        圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火、200℃回火后的晶格常數(shù)、殘留奧氏體含量(a)和力學(xué)性能(b)Fig.4 Lattice constant,retained austenite content(a)and mechanical properties(b)of the tested steel after quenching at different temperatures and tempering at 200℃

        綜合碳化物的回溶與馬氏體中固溶元素以及殘留奧氏體變化,經(jīng)1150℃淬火并200℃回火后,硬度、沖擊吸收能量與抗彎強(qiáng)度匹配最佳,硬度為59 HRC,沖擊吸收能量為18.9 J,抗彎強(qiáng)度為3079 MPa。

        3 結(jié)論

        1)高碳鉻粉末冶金不銹鋼經(jīng)900~1200℃淬火并于200℃回火后,由碳化物與無(wú)序基體相組成。碳化物主要為M7C3,少部分為MC。隨淬火溫度升高,部分碳化物固溶于基體內(nèi),碳化物體積分?jǐn)?shù)減少,基體相由鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,固溶碳與合金元素含量升高,形成固溶強(qiáng)化,使硬度與抗彎強(qiáng)度升高。

        2)試驗(yàn)鋼經(jīng)1150℃淬火與低溫回火后,M7C3相體積分?jǐn)?shù)為17%,平均尺寸為2μm,MC相體積分?jǐn)?shù)為2%,平均尺寸為0.5μm,此時(shí)力學(xué)性能達(dá)到最佳,硬度為59 HRC,沖擊吸收能量為18.9 J,抗彎強(qiáng)度為3079 MPa。

        3)試驗(yàn)鋼經(jīng)1200℃淬火后,固溶于基體內(nèi)碳與合金元素含量進(jìn)一步增多,導(dǎo)致Ms、Mf下降,淬火后形成大量殘留奧氏體,同時(shí)較高淬火溫度導(dǎo)致部分晶粒長(zhǎng)大,硬度與抗彎強(qiáng)度下降。

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