劉英鵬,袁乃博,符寒光

(1.北京工業(yè)大學(xué)材料與制造學(xué)部,北京 100124;2.邢臺德龍機械軋輥有限公司,河北 邢臺 054009)

高速鋼是由F. W. Taylor和M. White于1898年研發(fā)并投入使用,是一種具有高硬度、高耐磨性、高耐熱性和優(yōu)良紅硬性的工具鋼。然而,由于高速鋼中添加了較高含量的貴重金屬,此類材料的成本一直居高不下,這在很大程度上限制了高速鋼的應(yīng)用。同時,由于碳化物的析出,高速鋼的韌性和熱疲勞性能較差[1],不能滿足惡劣工況下的使用要求。因此,研發(fā)一種成本更低、耐磨性更好的新型材料對工業(yè)生產(chǎn)具有重要意義。陸續(xù)有研究發(fā)現(xiàn)只需鉻、鎳、錳等元素含量的百分之一到幾十分之一的硼就可以等效的提升合金鋼的淬透性,且硼與鐵具有很強的結(jié)合能力,能形成高硬度硼化物[2-3]。硼化物和碳化物是高速鋼中常見的硬質(zhì)相,此前的研究表明隨著鑄鋼中硼元素的提高,硼化物的數(shù)量提升明顯,當(dāng)硼元素的數(shù)量達(dá)到或超過4.0%時,出現(xiàn)初生Fe2B和共晶復(fù)合組織[4]。這一發(fā)現(xiàn)表明硼作為降低高速鋼成本、提升高速鋼性能的元素具有極大潛力。同時,硼是我國儲存量豐富的合金元素,總貯量居世界第五位,對高硼高速鋼的推廣應(yīng)用具有極大優(yōu)勢。國內(nèi)學(xué)者宋緒丁等[5-6]對Fe-B-C三元合金的鑄態(tài)組織、合金化和熱處理對硼碳化物的影響做了一系列探索,建立了豐富了理論體系。本文綜述了高硼高速鋼合金化、變質(zhì)處理、熱處理領(lǐng)域的研究進展,為高硼高速鋼的應(yīng)用和進一步的研究提供參考。

1 高硼高速鋼合金化

1.1 鋁的合金化

鋁的添加可以顯著提高材料的紅硬性和回火穩(wěn)定性,在高溫條件下會氧化形成致密的Al2O3薄膜,可以有效提高材料的高溫性能。陳瀚韜等[7]在高硼高速鋼中加入不同含量的鋁,發(fā)現(xiàn)添加的鋁元素在晶界處偏聚抑制了晶粒的長大,使得晶粒得到細(xì)化,珠光體、鐵素體的含量均有所上升。但當(dāng)鋁的添加量達(dá)到1.2%時,掃描電鏡觀察下可以看到粗大的初生Fe2B相,這是由于Al元素添加量的增加導(dǎo)致相圖的共晶點向左移動,合金成分處于過共晶狀態(tài),故產(chǎn)生了粗大的初生硼化物。楊勇維等[8]分析了添加1.0%、1.5%、2.0%鋁的高硼高速鋼的組織,試驗結(jié)果表明在鋁元素含量從1.0%提高到1.5%的過程中,鑄態(tài)組織中的板條馬氏體將轉(zhuǎn)變成珠光體,當(dāng)鋁元素含量提高到2.0%時,在鑄態(tài)組織中觀察到大量鐵素體。鐵素體的增加導(dǎo)致合金的硬度由48HRC急劇下降至38HRC。為了進一步研究鋁元素對高硼高速鋼的影響,如圖1所示,楊勇維等[9]采用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件對含鋁高硼高速鋼的平衡凝固過程進行相圖計算,發(fā)現(xiàn)共晶溫度以上由于鋁元素全部溶于基體,其添加量的改變對合金的影響很小,但隨著溫度的下降,過飽和的鋁元素從奧氏體中析出富集在晶界附近,抑制了硼碳化物的形核,因此過量的鋁元素降低了合金的硬度。這一計算結(jié)果與實驗結(jié)果相一致。

圖1 相圖計算Fe-Al偽二元垂直截面圖[9]Figure 1 Calculation of Fe-Al pseudo-binary vertical cross section by phase diagram[9]

1.2 硅的合金化

硅和鋁一樣,在工業(yè)生產(chǎn)中均可以用來提高合金抗氧化性能,且硅氧化形成的氧化膜在高溫條件下更容易形成且穩(wěn)定性更好。硅的添加還可以有效地阻止硼化物及相界處產(chǎn)生裂紋,這是由于硅的添加提高了高硼高速鋼中組織的韌性[10]。呂萍等[11]研究發(fā)現(xiàn)800℃下硅含量為2.0%的高硼高速鋼的抗氧化性比M2高速鋼高出兩個數(shù)量級,這是由于含硅高硼高速鋼里通過離子擴散生成致密且連續(xù)的SiO2氧化膜,有效阻止了材料的進一步氧化。此外,M2B以微凸體的形式連接了基體和氧化膜,提高了基體與氧化膜的結(jié)合強度。界面結(jié)構(gòu)及抗氧化機理如圖2所示。商瑾等[12]研究了含硅高硼高速鋼的組織和高溫抗氧化性。試驗結(jié)果表明硅的添加能有效細(xì)化合金中硼化物,且隨著硅添加的量,基體中鐵素體的含量上升、馬氏體含量下降。少量的硅與合金中的富Fe硼化物形成(Fe,Si)2B相,有效提高了材料的抗氧化性。但需要注意的是過量的硅會加劇合金內(nèi)部的氧化,使硼化物更加分散,無法形成致密的氧化膜,從而降低合金的抗氧化性。

1.3 稀土的添加

高硼高速鋼中硼元素含量過高會引起合金的熱脆,從而導(dǎo)致合金在使用過程中發(fā)生斷裂[13],為解決這一問題,學(xué)者嘗試加入稀土提高高速鋼的韌性[14-15]。國內(nèi)外學(xué)者對高硼高速鋼中稀土的添加開展了大量的研究,結(jié)果表明稀土的添加對合金的微觀組織和宏觀性能產(chǎn)生大量有利的影響[16-17]。Xiang Yong等[18]研究了Ce對高硼高速鋼微觀組織和性能的影響,試驗結(jié)果表明Ce的添加對合金中硼碳化物起均勻化作用,且合金中魚骨狀、塊狀的大塊硼碳化物被細(xì)化為圓整的細(xì)小顆粒,沖擊韌性提高113.4%,摩擦系數(shù)從0.6421降低到0.4764,耐磨性得到大幅度提升。Fu Hanguang等[19]研究了Ce的添加對低碳Fe-B合金性能的影響,試驗結(jié)果表明合金在添加Ce之后具有優(yōu)異的耐磨性和抗熱疲勞性。Li Jiwen等[20]發(fā)現(xiàn)Ce能有效改善高硼高速鋼的鑄態(tài)組織,添加Ce之后晶界處粗大的硼碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)楣铝u狀,晶粒明顯得到細(xì)化。這主要有兩個原因:首先是Ce與鋼液中的氧元素、硫元素形成錯配度很小的Ce2O2S和Ce2S3,既能在冶煉過程中起到脫氧、脫硫、凈化鋼液的作用,又可以作為γ-Fe相的形核核心,提高形核率,有利于晶粒的細(xì)化[21]。其次是溶質(zhì)再分配導(dǎo)致Ce大量聚集在初生奧氏體相前沿,引起液相中發(fā)生成分過冷,這有利于凝固過程中硼碳化物的細(xì)化[22]。王凱等[23]研究了La和Ce混合稀土對高速鋼的影響,試驗結(jié)果表明稀土的添加可以對高速鋼碳化物的形貌產(chǎn)生有利影響。同時稀土的添加對合金的熱塑性也有顯著提升。王寶亮等[24]研究發(fā)現(xiàn)Y的增加可以促進合金中貝氏體、馬氏體-奧氏體組織的出現(xiàn)。

(a)氧化膜通過離子擴散長大

合金元素對高硼高速鋼的影響各異,同種元素含量不同時對高硼高速鋼的影響也不相同,以上研究對高硼高速鋼的工業(yè)生產(chǎn)有參考作用。

2 高硼高速鋼變質(zhì)處理

高硼高速鋼憑借其低廉的價格和高溫工況下優(yōu)異的力學(xué)性能有很廣闊的前景,但高硼高速鋼中存在大量魚骨狀、網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的硼碳化物,基體分離嚴(yán)重,韌性、耐磨性有待提高[24-25]的缺點。國內(nèi)外學(xué)者使用表面活性元素(鉀、鈉和鋁等)和異質(zhì)形核元素(鈦、稀土等)進行變質(zhì)處理來細(xì)化和球化高硼高速鋼中的硼碳化物。

Zhou Xuefeng等[26]研究了Ca對M2高速鋼的變質(zhì)作用,試驗結(jié)果表明變質(zhì)處理后鋼材的硬度和紅硬性得到很大提升,這是由于Ca的改性改變了硼碳化物的形態(tài),使其在熱處理時更容易溶解在基體中。Ren Xiangyi等[27]使用FeTi70和FeSi60Ca28對高硼高速鋼進行變質(zhì)處理,以T15高釩高速鋼為對照,系統(tǒng)研究了CT(Ca-Ti改性)高硼高速鋼的組織變化和干滑磨損行為。試驗結(jié)果表明變質(zhì)處理可以有效地改善硼碳化物的形狀和尺寸:Ca和Ti分別通過表面活性和異質(zhì)形核細(xì)化和球化硼碳化物使其呈現(xiàn)出孤立的球形結(jié)構(gòu),CT高硼高速鋼的熱處理組織由馬氏體基體和高硬度共晶硼碳化物M2(B,C)(M=Fe,Cr,Mo,V,Mn)組成。CT高硼高速鋼與T15高釩高速鋼在室溫下的耐磨性無明顯差異,當(dāng)溫度超過200℃時,CT高硼高速鋼具有更好的高溫耐磨性。Ren Xiangyi等[28]進一步研究了冷卻速率對CT高硼高速鋼力學(xué)性能的影響,試驗結(jié)果表明高硼高速鋼經(jīng)Ca-Ti變質(zhì)后硼碳化物得到細(xì)化、球化,沖擊韌性顯著提高,且隨著冷卻速率的增加沖擊韌性不斷提高。圖3顯示了不同冷卻速率(冷卻速率CT1>CT2>CT3>CT4)下未改性和Ca-Ti改性高硼高速鋼的鑄造微觀結(jié)構(gòu)。在這些圖像中可以看到鐵氧體(淺灰色區(qū)域)、珠光體(深灰色區(qū)域)和共晶硼碳化物(白色區(qū)域)?？梢郧宄乜吹?高硼高速鋼(M)中的硼碳化物呈現(xiàn)出相當(dāng)不規(guī)則的形狀,其尺寸比與其具有相同厚度的合金CT2中的硼碳化物大得多。Ca-Ti改性對硼碳化物形貌的改善具有相當(dāng)?shù)男Ч?改性后高硼高速鋼中的硼碳化物顆粒大多呈球形。通過比較不同冷卻速率的改性合金,可以觀察到硼碳化物的尺寸隨著冷卻速率的增加而下降,因為冷卻速率增大會增加過冷度,從而提高初生相的形核率[29]。

3 高硼高速鋼熱處理

高硼高速鋼內(nèi)的魚骨狀、網(wǎng)狀硼碳化物對基體產(chǎn)生嚴(yán)重的割裂作用,采用熱處理可以有效改善鑄態(tài)組織形貌和分布,提高高硼高速鋼的耐磨性。高硼高速鋼熱處理的核心是分解大塊的硼碳化物,從而改善硼碳化物的組織形貌。因此,國內(nèi)外學(xué)者主要圍繞淬火溫度、回火溫度和回火次數(shù)展開了大量研究。

為研究淬火溫度對高硼高速鋼微觀組織的影響,苑振濤[30]在900℃、1000℃、1050℃、1150℃對高硼高速鋼進行2 h的奧氏體化處理并采用水冷的方式淬火冷卻。試驗結(jié)果表明淬火后的基體組織為韌性良好的馬氏體,如圖4所示連續(xù)分布的網(wǎng)狀、魚骨狀硼碳化物開始斷裂,且隨著淬火溫度的提高,斷裂趨勢愈發(fā)明顯[31]。為進一步研究淬火處理對微觀組織的影響,使用掃描電鏡對1050℃淬火試樣組織中魚骨狀(圖5-b)、層片狀(圖5-c)、篩網(wǎng)狀(圖5-d)共晶硼碳化物進行觀察,掃描結(jié)果顯示層片狀、篩網(wǎng)狀共晶硼碳化物淬火后形態(tài)變化明顯,均斷裂為顆粒狀的細(xì)碎組織。而魚骨狀的共晶硼碳化物形態(tài)未發(fā)生明顯改變,僅有局部發(fā)生頸縮、熔斷。這是由于層片狀、篩網(wǎng)狀共晶硼碳化物曲率半徑較小,根據(jù)膠態(tài)平衡原理會優(yōu)先溶解[32]。曲率半徑較小的硼碳化物(多為硼碳化物的尖角、邊界區(qū)域)溶解后降低了對基體割裂的影響,且這一部分溶解的硼碳化物對基體起強化作用,故淬火后高硼高速鋼的強韌性得到提高[33]。符寒光[34]通過掃描電鏡對發(fā)生頸縮的魚骨狀硼碳化物做進一步分析,發(fā)現(xiàn)這些硼碳化物之間有大量孔洞,這些孔洞利于熱處理時硼碳化物的進一步溶解。但對于這些孔洞的產(chǎn)生機理,目前還缺乏系統(tǒng)的研究。如圖6所示,陳翰韜等[35]利用圖像分析處理軟件統(tǒng)計了淬火后硬質(zhì)相的面積百分比,以研究淬火保溫時間對硼碳化物數(shù)量的影響,試驗結(jié)果表明保溫時間不超過2 h時硼碳化物溶解,高硼高速鋼的顯微硬度隨保溫時間的增加而提升。保溫時間達(dá)到3 h后,合金內(nèi)部的殘余奧氏體數(shù)量明顯增多,其顯微硬度開始下降,即淬火保溫2 h時,高硼高速鋼的硬度最高。進一步分析數(shù)據(jù)可知,保溫時間延長到3 h后溶解速度開始加快,這與膠態(tài)平衡原理相悖,初步推測可能是由于前文硼碳化物中間的孔洞加速其溶解。XRD衍射分析顯示保溫時間超過3 h后Fe3(C,B)峰小幅度增加,結(jié)合其他學(xué)者的研究分析可知這是由于生成了珠光體[36]。

圖6 淬火保溫時間對硬質(zhì)相體積分?jǐn)?shù)的影響[35]Figure 6 Effect of quenching holding time on volume fraction of hard phase[35]

鮑姚亮等[37]研究了950℃、1000℃、1050℃和1100℃下淬火對高硼高速鋼微觀組織的影響,試驗結(jié)果表明淬火后硼碳化物種類不變,隨著淬火溫度的提高,其數(shù)量逐漸下降。對淬火試樣XRD分析發(fā)現(xiàn)1100℃下淬火的組織中出現(xiàn)4%的殘余奧氏體。這是由于高溫條件下C、B等合金元素溶解在奧氏體中,提高了奧氏體的穩(wěn)定性,淬火冷卻時一定數(shù)量的高溫奧氏體無法轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,從而在基體中以殘余奧氏體的形式存在[38-40]。于震等[41]研究了淬火溫度對高硼高速鋼力學(xué)性能的影響,如圖7所示:高硼高速鋼在1050℃淬火得到的強度、抗拉強度、沖擊韌性均達(dá)到峰值,有最好的力學(xué)性能。這是由于隨著淬火溫度的提高,硼碳化物溶解的B、C元素增多,提高了基體的強韌性,阻礙了高溫奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變[42-43]。淬火溫度高于1050℃時殘余奧氏體對高硼高速鋼的負(fù)面影響開始高于硼碳化物溶解對基體的強化作用,故高硼高速鋼在1050℃淬火時其組織、力學(xué)性能達(dá)到最佳[44-45]。

回火能把淬火后生成的殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槎斡不幕鼗瘃R氏體,且可以有效地消除淬火鋼的殘余應(yīng)力,通過與淬火結(jié)合可以使鋼材具備優(yōu)異的力學(xué)性能。蔣一等[46]在高硼高速鋼1050℃水淬后進行525℃回火,發(fā)現(xiàn)回火促進了基體中二次析出物的生長,熱處理后,合金的硬度、沖擊韌性顯著提高。李萍等[47]研究了1050℃下淬火后不同回火溫度對高硼高速鋼組織和性能的影響,試驗結(jié)果表明在525℃左右回火鋼材中細(xì)小的淬火馬氏體、回火馬氏體彌散分布,多數(shù)硼碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙罱M織均勻分布、少數(shù)呈棒狀或球團狀,鋼材的硬度、耐磨性能達(dá)到峰值。這主要是由于回火溫度較低時,淬火馬氏體中析出的硼碳化物數(shù)量較少,且殘余奧氏體分解緩慢。而回火溫度過高則會導(dǎo)致回火馬氏體的位錯密度下降、部分馬氏體分解出強度和硬度都很低的鐵素體、均勻分布的硼碳化物開始聚集長大[48-49]。婁松山等[50]研究了回火溫度對含硼高速鋼組織與性能的影響,發(fā)現(xiàn)增加回火溫度會導(dǎo)致合金硬度下降。這主要是由于回火溫度的升高會促進馬氏體析出二次硼碳化物,從而降低合金的固溶度。

(a)硬度和殘余奧氏體數(shù)量

4 結(jié)束語

本文綜述了合金元素對高硼高速鋼紅硬性、高溫耐磨性的影響,探討了變質(zhì)處理對高硼高速鋼組織、性能的影響,總結(jié)了高硼高速鋼最佳熱處理工藝。歸納出以下結(jié)論與展望:

(1)合金元素對高硼高速鋼的性能有很大影響,如Al可以顯著提高鋼材的紅硬性和回火穩(wěn)定性,Si能有效提升高硼高速鋼的抗氧化性能,稀土氧化物的添加可以有效降低高硼高速鋼中B含量過高引起的熱脆,且能有效提高鋼材的耐磨性。

(2)以表面活性元素和異質(zhì)形核元素作為變質(zhì)劑可以有效改善高硼高速鋼的組織結(jié)構(gòu),提高其力學(xué)性能。

(3)在1050℃左右淬火之后在525℃左右回火高硼高速鋼的硬度、拉伸強度、沖擊韌性均達(dá)到峰值。淬火后基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,且含有體積分?jǐn)?shù)為4%左右的殘余奧氏體,這部分殘余奧氏體回火后轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體提高了鋼材的紅硬性和顯微硬度。同時馬氏體上均勻析出顆粒狀的硼碳化物,降低了其內(nèi)部的合金含量和碳含量,從而提高了鋼材的塑性。

(4)高硼高速鋼中硼、碳等元素對硬質(zhì)相的結(jié)構(gòu)和數(shù)量有重大影響,進一步探究各元素對硬質(zhì)相生長的影響機理是一個重要的發(fā)展方向。