分享：Al对M2高速钢凝固组织的影响

周雪峰1, *, , 方峰1, 涂益友1, 蒋建清1, 徐辉霞2, 朱旺龙2

1 东南大学江苏省先进金属材料高技术研究重点实验室, 南京 211189
2 江苏省(天工)工模具钢工程技术研究中心, 丹阳 212312

摘要

关键词： M2高速钢 ; Al ; 凝固组织 ; M2C共晶碳化物 ; 微观结构

高速钢属于高碳高合金莱氏体钢, 具有高硬度、高耐磨性及良好的红硬性等优点, 广泛用于制造高速切削工具、高载荷模具等. 然而, 在切削高温合金、高强度耐蚀合金、钛合金等难加工材料时, 普通高速钢的性能难以满足要求. 添加Al和Co等非碳化物形成元素, 是提升高速钢硬度和红硬性的重要手段[1-3]. 与Co元素相比, Al元素储量丰富、成本低廉, 开发含Al超硬高速钢极具发展前途.

关于Al在超硬高速钢中的作用, 研究者[4-7]分析了超硬高速钢的回火二次硬化过程, 着重从二次碳化物析出与长大的角度进行了阐释. 刘贵立等[4]采用M?ssbauer谱分析发现, Al减少基体中Fe-Cr和Fe-Mo原子组态, 抑制位错亚结构的回复, 增加碳化物回火析出数量. 杨瑞成等[5]利用固体与分子经验电子理论, 解释了Al对碳化物析出的促进作用. 徐祖耀[6]计算发现, Al降低W和Mo等合金元素在马氏体和奥氏体中的扩散系数, 抑制碳化物聚集长大, 从而提高红硬性.

事实上, 除二次碳化物外, 高速钢退火组织中存在大量一次碳化物, 其质量分数高达20%. 因此, 一次碳化物的形貌、尺寸、数量及分布对高速钢性能影响极大, 而这与高速钢铸锭凝固组织特别是共晶碳化物的性质紧密相关[8-15]. 然而, 关于Al在高速钢中的作用, 目前研究主要集中于淬回火热处理组织和性能演变, Al对高速钢凝固过程的影响研究报道并不多, 而Al含量变化及其对共晶碳化物的影响研究则更少[16-18]. 本工作以应用最为广泛的M2高速钢为对象, 研究了Al含量变化对高速钢凝固组织的影响, 重点分析了共晶碳化物形貌和微观结构的变化, 探讨了Al对共晶碳化物形貌演变的作用机理.

1 实验方法

实验用M2高速钢的主要成分(质量分数, %)为: Fe-0.85C-0.35Si-0.23Mn-5.92W-4.74Mo-3.86Cr-1.81V. 采用15 kg 真空感应炉熔炼高速钢, 出钢前加入FeSi65脱氧. 第一炉钢水直接浇铸至直径40 mm的铁模中, 得到M2高速钢原始铸锭. 第二和第三炉钢水出炉前分别加入0.6%和1.2%的Al块(纯度为99.7%), 待熔化、均匀后, 浇铸得到含Al高速钢铸锭.

采用线切割方法从铸锭上切取样品, 经机械磨抛后, 分别用4%(体积分数)硝酸酒精溶液和Murakami试剂腐蚀, 在Axiovert-200金相显微镜(OM)和FEI Sirion-400场发射扫描电子显微镜(SEM)下观察铸锭显微组织. 采用Genesis 60s能量色散X射线谱仪(EDS)分析基体和碳化物的化学成分. 采用FM-700数字式显微硬度计测量铸锭样品的硬度.

从铸锭上切取厚度约800 μm 的试样, 机械减薄至100 μm, 经双喷电解抛光, 制备得到透射分析用样品, 采用Tecnai G型透射电子显微镜(TEM)分析基体和碳化物的微观结构. 采用电解方法从铸锭中萃取出碳化物粉末, 经适当研磨后, 采用Bruker D8型X射线衍射分析仪(XRD)对碳化物粉末物相结构进行分析. 电解液为10 g C6H8O7+20 mL HCl+250 mL CH3OH, 电解电流约0.4 A, 电解液温度控制在0 ℃附近. 用5%(体积分数)高氯酸酒精溶液对机械抛光后的铸锭样品进行电解抛光, 抛光电压30 V, 抛光时间5 s, 而后采用EDAX背散射电子衍射(EBSD)系统对碳化物的晶体取向进行分析. 对铸锭样品在1100 ℃加热5 min后水淬处理, 测量淬火后基体硬度. 对铸锭样品在1100 ℃加热2 h后随炉退火冷却, 在SEM下观察碳化物形貌演变, 并采用XRD分析碳化物结构演变.

2 实验结果

2.1 基体组织

图1为不同Al添加量的M2高速钢铸锭金相组织. 可以看到, M2铸态组织由基体和沿晶界网状分布的共晶莱氏体组成. 未加Al和添加0.6%Al的铸锭中, 基体为马氏体组织, 组织衬度单一, 枝晶心部存在少量球状碳化物. 当Al添加量达到1.2%后, 基体组织分为衬度截然不同的两部分: 晶粒心部白亮, 析出一定量针状碳化物; 晶粒外围颜色较暗, 析出大量的细小、球状碳化物.

图1   

Fig.1   不同Al添加量的M2高速钢的OM像

采用TEM对铸锭基体的微观结构进行分析, 结果如图2所示. 未加Al和添加0.6%Al的铸锭, 基体以位错型板条马氏体为主, 并存在少量的孪晶型片状马氏体. 而添加1.2%Al的铸锭, 晶粒外围和心部的铁素体中位错密度均显著下降. 晶粒外围和心部经腐蚀后出现衬度差异, 主要是由于铁素体中析出碳化物数量和形貌不同所致: 与晶粒外围铁素体中析出大量球状碳化物不同, 晶粒心部铁素体中仅析出数量较少的针状碳化物, 故腐蚀后呈白亮衬度. 硬度测量结果显示, 0%Al, 0.6%Al和1.2%Al铸锭样品的基体硬度分别为52.9, 52.4和29.8 HRC. 加入过量Al (1.2%)后, 由于形成大量的低位错密度的铁素体, 导致高速钢硬度急剧下降.

图2   

Fig.2   不同Al添加量的M2高速钢基体的TEM像及SAED谱

2.2 碳化物形貌与微观结构

不同Al添加量下, 高速钢共晶碳化物分布如图3所示. 原始铸锭中莱氏体网较厚, 局部区域网状堆积情况严重, 分布不均匀. 加Al后, 莱氏体网细化, 分布均匀性改善. 采用Image J对视场中碳化物体积分数进行统计分析, 0%Al, 0.6%Al和1.2%Al铸锭中碳化物体积分数分别约为7.4%, 6.9%和10.2%.

图3   

Fig.3   不同Al添加量的M2高速钢碳化物分布

碳化物数量变化与Al的电负性有关. 由于Al与W, Mo, V等元素的电负性差值较Fe更大, 化学亲和力更强[18,19], Al的加入将增加基体中合金元素的固溶量, 降低了凝固末期钢液中合金元素含量, 从而使通过共晶反应形成的碳化物数量减少. 添加1.2%Al后, 基体中析出大量针状和球状合金碳化物, 碳化物数量增加.

不同Al添加量下, M2高速钢共晶碳化物的二维和三维形貌分别如图4和图5所示. 观察发现, 不同样品中共晶碳化物的形貌均包括纤维状和片状2种, 但其相对数量存在明显差别. 未添加Al时, 共晶碳化物形貌以弯曲纤维状为主, 碳化物棒条细小, 彼此排列紧密. 添加0.6%Al后, 大部分共晶碳化物转变为平直片层状, 碳化物厚度和间距增大. 添加1.2%Al后, 共晶碳化物仍以片状为主, 同时晶内析出大量球状和针状碳化物. 深腐蚀后, 球状碳化物完全脱落, 而针状碳化物彼此相连, 仍然存在于晶粒内部.

图4   

Fig.4   不同Al添加量的M2高速钢中共晶碳化物形貌

图5   

Fig.5   不同Al添加量的M2高速钢中共晶碳化物三维形貌

除形貌外, 共晶碳化物成分亦发生明显变化, 如表1所示. 与纤维状碳化物相比, 加Al后形成的片状碳化物中W, Mo, V等合金元素含量均不同程度地升高, 而Fe含量下降. 所有碳化物中均没有检测到Al元素, 说明Al基本上固溶于基体, 并未参与形成碳化物.

图6反映了不同形貌碳化物的微观结构. 结果表明, 尽管纤维状、片状及针状碳化物形貌迥异, 但三者晶体结构相同, 均为hcp结构的M2C型碳化物. 然而, 三者微观结构存在明显差异. 片状共晶碳化物内部存在一定量的微孪晶、堆垛层错等晶体缺陷, 方向多平行于片层表面. 针状碳化物内部层错密度极高, 多沿针长轴方向平行排列, 使得衍射斑点被拉长成明锐的衍射条纹. 相比之下, 纤维状共晶碳化物中并未发现上述晶体缺陷的存在.

图6   

Fig.6   不同形貌碳化物的TEM明场像

图7为不同形貌M2C共晶碳化物的电子背散射衍射Kikuchi花样. 由图可见, 在同一共晶区域内, 纤维状碳化物不同碳化物棒条之间具有相似的Kikuchi花样, 呈单晶取向特征, 而片状共晶碳化物主片和侧片的Kikuchi花样则发生大角度偏转, 取向差一般约30°~60°, 呈多晶取向特征. 纤维状和片状共晶碳化物晶体取向的差异, 说明二者应具有不同的微观生长过程. 碳化物晶体取向差异的产生与其微观结构特征有很大关系: 与纤维状碳化物相比, 片状碳化物内部存在微孪晶、堆垛层错等缺陷, 从而改变了碳化物的晶体取向.

图7   

Fig.7   M2C共晶碳化物背散射电子衍射像及Kikuchi花样

图8为萃取出的碳化物粉末的XRD谱. 由图可见, 加Al前后, M2铸锭中碳化物类型均以MC为主, 并含有一定量的M2C. Al的加入并没有改变M2高速钢的碳化物类型, 这与TEM分析结果一致. 然而, M2C碳化物衍射峰的相对强度发生显著变化. Al的加入使MC的 (101-1)衍射峰强度减弱, 而(0002)衍射峰的强度大幅增加, 由次强峰变成主强峰.

图8   

Fig.8   不同Al添加量的M2高速钢碳化物粉末的XRD谱

加Al前后MC衍射峰相对强度的变化与碳化物形貌改变有关. 在SEM下观察XRD粉末测试样品发现, 片状碳化物粉末样品经机械研磨、压实后, 破碎后的碳化物片表面大多与测试样品表面平行, 从而导致碳化物粉末中平行于测试表面的晶面的衍射峰强度急剧增加. 而在纤维状碳化物粉末样品中没有观察到类似的现象, 碳化物堆积方向随机. 结合图8中XRD衍射峰强度的变化, 推断片状M2C的碳化物片表面应平行于(0002)晶面.

2.3 高温加热后基体和碳化物变化

图9为M2高速钢高温加热后的组织变化. 未加Al和添加0.6%Al时, 由于基体中合金元素固溶量较多, 加热后基体中弥散析出大量细小碳化物颗粒. 添加1.2%Al时, 晶粒心部基体中析出的碳化物数量极少, 外围基体中原有球状碳化物发生粗化, 颗粒密度降低. 对高温淬火后基体硬度进行测量, 发现未加Al和加0.6%Al的高速钢基体硬度分别为60.7和58.3 HRC, 而加入1.2%Al后, 基体硬度显著下降, 仅为33.7 HRC; 这说明, 加入过量Al (1.2%)后形成的铁素体, 不能通过常规热处理消除, 对高速钢硬度产生不利影响.

图9   

Fig.9   M2高速钢1100 ℃加热2 h后的SEM像

由图9可以看出, 不同碳化物高温加热后形貌变化差异明显. 纤维状共晶碳化物发生断开和球化, 使碳化物尺寸减小. 片状共晶碳化物加热时不均匀溶解, 局部区域发生熔断, 但整体上仍维持原粗大片状形貌. 相比之下, 针状碳化物熔断情况尤为明显, 由长条状变为不规则块状, 并聚集粗化. XRD进一步分析发现(图10), M2C共晶碳化物高温不稳定, 分解产生M6C和MC碳化物, 该分解行为对碳化物尺寸细化有利. 1100 ℃加热2 h后, 纤维状MC碳化物完全分解, 而片状MC碳化物仍有部分剩余. 二者热稳定性的差异, 与碳化物形貌和尺寸变化有关. 研究表明, 基体参与M2C分解过程, 为新相M6C和MC形成提供部分合金元素[11]. 与纤维状碳化物相比, 片状碳化物因呈尺寸粗大的平直片状, 比表面积较小, 与基体接触面积减少, 不利于基体参与分解反应, 从而导致片状MC碳化物分解不完全, 表现出较高的热稳定性.

3 分析讨论

3.1 Al对M2高速钢基体组织的影响

高速钢高碳高合金的成分特点, 使得其凝固过程极为复杂. 平衡凝固条件下, 钢液凝固过程包括δ铁素体析出(L→δ)、包晶反应(L+δ→g)、共晶反应(L→g +MxCy)等阶段, 共晶碳化物MxCy由共晶反应生成. 实际凝固时, 由于冷却速率较快, 包晶反应不能充分进行, 枝晶心部会残余部分δ铁素体, 随后继续冷却时通过共析转变δ→g +K (K为碳化物)产生少量球状碳化物[20](图1a). 而包晶反应形成的奥氏体, 在继续冷却时转变为位错型马氏体.

图10   

Fig.10   1100 ℃加热2 h后M2高速钢中碳化物的XRD谱

Al是铁素体形成元素, 可扩大铁素体相区, 缩小甚至封闭奥氏体相区[21], 因此Al的加入将阻碍包晶反应的进行. 加入0.6%Al, 阻碍作用尚不明显, 大部分δ铁素体仍能通过包晶反应形成奥氏体, 进而转变为马氏体. 然而, 过量Al (1.2%)的加入, 将显著抑制包晶反应, 致使大量δ 铁素体剩余. 由于过量Al对奥氏体形成的抑制作用, 残余的铁素体可能无法通过δ→g +K反应消耗掉, 而是直接保留到室温, 并在冷却时从铁素体中析出针状碳化物. 晶粒外围通过包晶反应形成的奥氏体, 则发生共析转变g→α+K' (K'为碳化物), 从中析出球状碳化物.

3.2 M2C共晶碳化物形貌演变机理

对于M2高速钢, 密排立方结构的M2C是主要的共晶碳化物类型, 其形貌可分为片状和纤维状两种, 二者具有不同的形貌和微观结构特征.

未添加Al时, MC共晶碳化物形貌以纤维状为主, 表面圆滑弯曲, 并未表现出特定的生长择优取向, 可往空间各个方向自由生长, 生长方向改变不依赖于晶体缺陷. 碳化物因具有较高的熔化熵, 一般被认为是小平面晶体, 以台阶生长机制侧向长大, 生长各向异性. 然而, 纤维状碳化物形貌和结构并不符合上述特征, 生长更多呈现各向同性. 这是由于本实验中采用直径较小的Fe模, 冷却速率较快, 凝固过冷度较大, 有利于碳化物以非小平面晶体的连续生长方式长大[14,15].

加入Al后, M2C形貌转变为平直片状, 其形貌和结构呈现明显的小平面晶体的各向异性生长特征. 这可能是由于非碳化物形成元素Al在凝固过程中易富集于MC(0002)晶面上, 显著降低了(0002)晶面的长大速度, 促进M2C的各向异性生长, 最终使得碳化物片表面被(0002)晶面所覆盖. 由于片状碳化物各向异性长大, 生长方向很难自由改变, 必须依赖微孪晶、层错等晶体缺陷, 从而导致碳化物不同片层之间具有不同的晶体取向.

3.3 Al对加热时碳化物形貌演变的影响

高温加热过程中, 共晶碳化物发生断网、团球化, 有利于高速钢一次碳化物形貌改善和尺寸降低. 碳化物团球化的热力学驱动力主要来自碳化物和基体之间界面自由能的降低, 而动力学驱动力来源于碳化物和基体界面处基体中合金元素浓度不均匀导致的扩散[22,23]. 因此, 碳化物表面曲率差别越大, 则界面处基体中合金元素的平衡浓度差异越大, 碳化物团球化驱动力越高.

纤维状碳化物棒条细小, 表面显著弯曲, 不同区域的曲率半径差别较大, 故加热时易发生断开、球化. 与之相比, 加Al后形成的片状碳化物表面平直, 曲率半径差异较小, 因而难以发生球化, 碳化物仍比较粗大. Al降低W, Mo, Cr, V等合金元素在奥氏体中的扩散系数[6], 同样不利于碳化物团球化.

微孪晶、层错等缺陷的存在, 降低碳化物的热稳定性, 因此针状碳化物加热时极易发生断开和球化. 而片状共晶碳化物中晶体缺陷数量较少, 故晶体缺陷对碳化物热处理球化影响不明显, 主要作用在于凝固时改变共晶碳化物的生长方向.

4 结论

(1) M2高速钢铸锭基体正常组织为位错马氏体. 过量Al (1.2%)加入后, 晶粒心部形成大量低位错密度的铁素体和针状碳化物. 形成的铁素体不能通过高温热处理消除, 对高速钢硬度产生不利影响.

(2) Al促进MC共晶碳化物形貌由纤维状转变为片状, 二者表现出截然不同的形貌和结构特征: 与纤维状MC相比, 片状MC内部存在微孪晶、层错等晶体缺陷, 不同片层之间具有不同的晶体取向, 片表面平行于(0002)晶面, 呈各向异性的晶体生长特征.

(3) Al提高共晶碳化物的分布均匀性, 但同时也会增强共晶碳化物的热稳定性, 不利于碳化物的高温断网和球化. 过量Al加入后, 甚至还会形成大量铁素体, 显著降低淬火硬度. 因此, 高速钢成分设计时, 应当控制Al的加入量, 避免Al过量对高速钢组织和性能产生的不利影响.