高硼高速钢研究进展

刘英鹏,袁乃博,符寒光

(1.北京工业大学材料与制造学部,北京 100124;2.邢台德龙机械轧辊有限公司,河北 邢台 054009)

高速钢是由F. W. Taylor和M. White于1898年研发并投入使用,是一种具有高硬度、高耐磨性、高耐热性和优良红硬性的工具钢。然而,由于高速钢中添加了较高含量的贵重金属,此类材料的成本一直居高不下,这在很大程度上限制了高速钢的应用。同时,由于碳化物的析出,高速钢的韧性和热疲劳性能较差[1],不能满足恶劣工况下的使用要求。因此,研发一种成本更低、耐磨性更好的新型材料对工业生产具有重要意义。陆续有研究发现只需铬、镍、锰等元素含量的百分之一到几十分之一的硼就可以等效的提升合金钢的淬透性,且硼与铁具有很强的结合能力,能形成高硬度硼化物[2-3]。硼化物和碳化物是高速钢中常见的硬质相,此前的研究表明随着铸钢中硼元素的提高,硼化物的数量提升明显,当硼元素的数量达到或超过4.0%时,出现初生Fe2B和共晶复合组织[4]。这一发现表明硼作为降低高速钢成本、提升高速钢性能的元素具有极大潜力。同时,硼是我国储存量丰富的合金元素,总贮量居世界第五位,对高硼高速钢的推广应用具有极大优势。国内学者宋绪丁等[5-6]对Fe-B-C三元合金的铸态组织、合金化和热处理对硼碳化物的影响做了一系列探索,建立了丰富了理论体系。本文综述了高硼高速钢合金化、变质处理、热处理领域的研究进展,为高硼高速钢的应用和进一步的研究提供参考。

1 高硼高速钢合金化

1.1 铝的合金化

铝的添加可以显著提高材料的红硬性和回火稳定性,在高温条件下会氧化形成致密的Al2O3薄膜,可以有效提高材料的高温性能。陈瀚韬等[7]在高硼高速钢中加入不同含量的铝,发现添加的铝元素在晶界处偏聚抑制了晶粒的长大,使得晶粒得到细化,珠光体、铁素体的含量均有所上升。但当铝的添加量达到1.2%时,扫描电镜观察下可以看到粗大的初生Fe2B相,这是由于Al元素添加量的增加导致相图的共晶点向左移动,合金成分处于过共晶状态,故产生了粗大的初生硼化物。杨勇维等[8]分析了添加1.0%、1.5%、2.0%铝的高硼高速钢的组织,试验结果表明在铝元素含量从1.0%提高到1.5%的过程中,铸态组织中的板条马氏体将转变成珠光体,当铝元素含量提高到2.0%时,在铸态组织中观察到大量铁素体。铁素体的增加导致合金的硬度由48HRC急剧下降至38HRC。为了进一步研究铝元素对高硼高速钢的影响,如图1所示,杨勇维等[9]采用Thermo-Calc热力学软件对含铝高硼高速钢的平衡凝固过程进行相图计算,发现共晶温度以上由于铝元素全部溶于基体,其添加量的改变对合金的影响很小,但随着温度的下降,过饱和的铝元素从奥氏体中析出富集在晶界附近,抑制了硼碳化物的形核,因此过量的铝元素降低了合金的硬度。这一计算结果与实验结果相一致。

图1 相图计算Fe-Al伪二元垂直截面图[9]Figure 1 Calculation of Fe-Al pseudo-binary vertical cross section by phase diagram[9]

1.2 硅的合金化

硅和铝一样,在工业生产中均可以用来提高合金抗氧化性能,且硅氧化形成的氧化膜在高温条件下更容易形成且稳定性更好。硅的添加还可以有效地阻止硼化物及相界处产生裂纹,这是由于硅的添加提高了高硼高速钢中组织的韧性[10]。吕萍等[11]研究发现800℃下硅含量为2.0%的高硼高速钢的抗氧化性比M2高速钢高出两个数量级,这是由于含硅高硼高速钢里通过离子扩散生成致密且连续的SiO2氧化膜,有效阻止了材料的进一步氧化。此外,M2B以微凸体的形式连接了基体和氧化膜,提高了基体与氧化膜的结合强度。界面结构及抗氧化机理如图2所示。商瑾等[12]研究了含硅高硼高速钢的组织和高温抗氧化性。试验结果表明硅的添加能有效细化合金中硼化物,且随着硅添加的量,基体中铁素体的含量上升、马氏体含量下降。少量的硅与合金中的富Fe硼化物形成(Fe,Si)2B相,有效提高了材料的抗氧化性。但需要注意的是过量的硅会加剧合金内部的氧化,使硼化物更加分散,无法形成致密的氧化膜,从而降低合金的抗氧化性。

1.3 稀土的添加

高硼高速钢中硼元素含量过高会引起合金的热脆,从而导致合金在使用过程中发生断裂[13],为解决这一问题,学者尝试加入稀土提高高速钢的韧性[14-15]。国内外学者对高硼高速钢中稀土的添加开展了大量的研究,结果表明稀土的添加对合金的微观组织和宏观性能产生大量有利的影响[16-17]。Xiang Yong等[18]研究了Ce对高硼高速钢微观组织和性能的影响,试验结果表明Ce的添加对合金中硼碳化物起均匀化作用,且合金中鱼骨状、块状的大块硼碳化物被细化为圆整的细小颗粒,冲击韧性提高113.4%,摩擦系数从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的添加对低碳Fe-B合金性能的影响,试验结果表明合金在添加Ce之后具有优异的耐磨性和抗热疲劳性。Li Jiwen等[20]发现Ce能有效改善高硼高速钢的铸态组织,添加Ce之后晶界处粗大的硼碳化物转变为孤立岛状,晶粒明显得到细化。这主要有两个原因:首先是Ce与钢液中的氧元素、硫元素形成错配度很小的Ce2O2S和Ce2S3,既能在冶炼过程中起到脱氧、脱硫、净化钢液的作用,又可以作为γ-Fe相的形核核心,提高形核率,有利于晶粒的细化[21]。其次是溶质再分配导致Ce大量聚集在初生奥氏体相前沿,引起液相中发生成分过冷,这有利于凝固过程中硼碳化物的细化[22]。王凯等[23]研究了La和Ce混合稀土对高速钢的影响,试验结果表明稀土的添加可以对高速钢碳化物的形貌产生有利影响。同时稀土的添加对合金的热塑性也有显著提升。王宝亮等[24]研究发现Y的增加可以促进合金中贝氏体、马氏体-奥氏体组织的出现。

(a)氧化膜通过离子扩散长大

合金元素对高硼高速钢的影响各异,同种元素含量不同时对高硼高速钢的影响也不相同,以上研究对高硼高速钢的工业生产有参考作用。

2 高硼高速钢变质处理

高硼高速钢凭借其低廉的价格和高温工况下优异的力学性能有很广阔的前景,但高硼高速钢中存在大量鱼骨状、网状结构的硼碳化物,基体分离严重,韧性、耐磨性有待提高[24-25]的缺点。国内外学者使用表面活性元素(钾、钠和铝等)和异质形核元素(钛、稀土等)进行变质处理来细化和球化高硼高速钢中的硼碳化物。

Zhou Xuefeng等[26]研究了Ca对M2高速钢的变质作用,试验结果表明变质处理后钢材的硬度和红硬性得到很大提升,这是由于Ca的改性改变了硼碳化物的形态,使其在热处理时更容易溶解在基体中。Ren Xiangyi等[27]使用FeTi70和FeSi60Ca28对高硼高速钢进行变质处理,以T15高钒高速钢为对照,系统研究了CT(Ca-Ti改性)高硼高速钢的组织变化和干滑磨损行为。试验结果表明变质处理可以有效地改善硼碳化物的形状和尺寸:Ca和Ti分别通过表面活性和异质形核细化和球化硼碳化物使其呈现出孤立的球形结构,CT高硼高速钢的热处理组织由马氏体基体和高硬度共晶硼碳化物M2(B,C)(M=Fe,Cr,Mo,V,Mn)组成。CT高硼高速钢与T15高钒高速钢在室温下的耐磨性无明显差异,当温度超过200℃时,CT高硼高速钢具有更好的高温耐磨性。Ren Xiangyi等[28]进一步研究了冷却速率对CT高硼高速钢力学性能的影响,试验结果表明高硼高速钢经Ca-Ti变质后硼碳化物得到细化、球化,冲击韧性显著提高,且随着冷却速率的增加冲击韧性不断提高。图3显示了不同冷却速率(冷却速率CT1>CT2>CT3>CT4)下未改性和Ca-Ti改性高硼高速钢的铸造微观结构。在这些图像中可以看到铁氧体(浅灰色区域)、珠光体(深灰色区域)和共晶硼碳化物(白色区域)。可以清楚地看到,高硼高速钢(M)中的硼碳化物呈现出相当不规则的形状,其尺寸比与其具有相同厚度的合金CT2中的硼碳化物大得多。Ca-Ti改性对硼碳化物形貌的改善具有相当的效果,改性后高硼高速钢中的硼碳化物颗粒大多呈球形。通过比较不同冷却速率的改性合金,可以观察到硼碳化物的尺寸随着冷却速率的增加而下降,因为冷却速率增大会增加过冷度,从而提高初生相的形核率[29]。

3 高硼高速钢热处理

高硼高速钢内的鱼骨状、网状硼碳化物对基体产生严重的割裂作用,采用热处理可以有效改善铸态组织形貌和分布,提高高硼高速钢的耐磨性。高硼高速钢热处理的核心是分解大块的硼碳化物,从而改善硼碳化物的组织形貌。因此,国内外学者主要围绕淬火温度、回火温度和回火次数展开了大量研究。

为研究淬火温度对高硼高速钢微观组织的影响,苑振涛[30]在900℃、1000℃、1050℃、1150℃对高硼高速钢进行2 h的奥氏体化处理并采用水冷的方式淬火冷却。试验结果表明淬火后的基体组织为韧性良好的马氏体,如图4所示连续分布的网状、鱼骨状硼碳化物开始断裂,且随着淬火温度的提高,断裂趋势愈发明显[31]。为进一步研究淬火处理对微观组织的影响,使用扫描电镜对1050℃淬火试样组织中鱼骨状(图5-b)、层片状(图5-c)、筛网状(图5-d)共晶硼碳化物进行观察,扫描结果显示层片状、筛网状共晶硼碳化物淬火后形态变化明显,均断裂为颗粒状的细碎组织。而鱼骨状的共晶硼碳化物形态未发生明显改变,仅有局部发生颈缩、熔断。这是由于层片状、筛网状共晶硼碳化物曲率半径较小,根据胶态平衡原理会优先溶解[32]。曲率半径较小的硼碳化物(多为硼碳化物的尖角、边界区域)溶解后降低了对基体割裂的影响,且这一部分溶解的硼碳化物对基体起强化作用,故淬火后高硼高速钢的强韧性得到提高[33]。符寒光[34]通过扫描电镜对发生颈缩的鱼骨状硼碳化物做进一步分析,发现这些硼碳化物之间有大量孔洞,这些孔洞利于热处理时硼碳化物的进一步溶解。但对于这些孔洞的产生机理,目前还缺乏系统的研究。如图6所示,陈翰韬等[35]利用图像分析处理软件统计了淬火后硬质相的面积百分比,以研究淬火保温时间对硼碳化物数量的影响,试验结果表明保温时间不超过2 h时硼碳化物溶解,高硼高速钢的显微硬度随保温时间的增加而提升。保温时间达到3 h后,合金内部的残余奥氏体数量明显增多,其显微硬度开始下降,即淬火保温2 h时,高硼高速钢的硬度最高。进一步分析数据可知,保温时间延长到3 h后溶解速度开始加快,这与胶态平衡原理相悖,初步推测可能是由于前文硼碳化物中间的孔洞加速其溶解。XRD衍射分析显示保温时间超过3 h后Fe3(C,B)峰小幅度增加,结合其他学者的研究分析可知这是由于生成了珠光体[36]。

图6 淬火保温时间对硬质相体积分数的影响[35]Figure 6 Effect of quenching holding time on volume fraction of hard phase[35]

鲍姚亮等[37]研究了950℃、1000℃、1050℃和1100℃下淬火对高硼高速钢微观组织的影响,试验结果表明淬火后硼碳化物种类不变,随着淬火温度的提高,其数量逐渐下降。对淬火试样XRD分析发现1100℃下淬火的组织中出现4%的残余奥氏体。这是由于高温条件下C、B等合金元素溶解在奥氏体中,提高了奥氏体的稳定性,淬火冷却时一定数量的高温奥氏体无法转变为马氏体,从而在基体中以残余奥氏体的形式存在[38-40]。于震等[41]研究了淬火温度对高硼高速钢力学性能的影响,如图7所示:高硼高速钢在1050℃淬火得到的强度、抗拉强度、冲击韧性均达到峰值,有最好的力学性能。这是由于随着淬火温度的提高,硼碳化物溶解的B、C元素增多,提高了基体的强韧性,阻碍了高温奥氏体向马氏体的转变[42-43]。淬火温度高于1050℃时残余奥氏体对高硼高速钢的负面影响开始高于硼碳化物溶解对基体的强化作用,故高硼高速钢在1050℃淬火时其组织、力学性能达到最佳[44-45]。

回火能把淬火后生成的残余奥氏体转变为二次硬化的回火马氏体,且可以有效地消除淬火钢的残余应力,通过与淬火结合可以使钢材具备优异的力学性能。蒋一等[46]在高硼高速钢1050℃水淬后进行525℃回火,发现回火促进了基体中二次析出物的生长,热处理后,合金的硬度、冲击韧性显著提高。李萍等[47]研究了1050℃下淬火后不同回火温度对高硼高速钢组织和性能的影响,试验结果表明在525℃左右回火钢材中细小的淬火马氏体、回火马氏体弥散分布,多数硼碳化物转变为球状组织均匀分布、少数呈棒状或球团状,钢材的硬度、耐磨性能达到峰值。这主要是由于回火温度较低时,淬火马氏体中析出的硼碳化物数量较少,且残余奥氏体分解缓慢。而回火温度过高则会导致回火马氏体的位错密度下降、部分马氏体分解出强度和硬度都很低的铁素体、均匀分布的硼碳化物开始聚集长大[48-49]。娄松山等[50]研究了回火温度对含硼高速钢组织与性能的影响,发现增加回火温度会导致合金硬度下降。这主要是由于回火温度的升高会促进马氏体析出二次硼碳化物,从而降低合金的固溶度。

(a)硬度和残余奥氏体数量

4 结束语

本文综述了合金元素对高硼高速钢红硬性、高温耐磨性的影响,探讨了变质处理对高硼高速钢组织、性能的影响,总结了高硼高速钢最佳热处理工艺。归纳出以下结论与展望:

(1)合金元素对高硼高速钢的性能有很大影响,如Al可以显著提高钢材的红硬性和回火稳定性,Si能有效提升高硼高速钢的抗氧化性能,稀土氧化物的添加可以有效降低高硼高速钢中B含量过高引起的热脆,且能有效提高钢材的耐磨性。

(2)以表面活性元素和异质形核元素作为变质剂可以有效改善高硼高速钢的组织结构,提高其力学性能。

(3)在1050℃左右淬火之后在525℃左右回火高硼高速钢的硬度、拉伸强度、冲击韧性均达到峰值。淬火后基体组织转变为马氏体,且含有体积分数为4%左右的残余奥氏体,这部分残余奥氏体回火后转变为回火马氏体提高了钢材的红硬性和显微硬度。同时马氏体上均匀析出颗粒状的硼碳化物,降低了其内部的合金含量和碳含量,从而提高了钢材的塑性。

(4)高硼高速钢中硼、碳等元素对硬质相的结构和数量有重大影响,进一步探究各元素对硬质相生长的影响机理是一个重要的发展方向。