低碳Fe-W(Mo)-Co(Ni)合金研究(C)

楊永富,李大旭

(1.無錫職業(yè)技術(shù)學(xué)院工業(yè)中心,江蘇 無錫 214121;2.北京北方車輛集團(tuán)有限公司,北京 100027)

低碳Fe-W(Mo)-Co(Ni)合金研究(C)

楊永富,李大旭

(1.無錫職業(yè)技術(shù)學(xué)院工業(yè)中心,江蘇 無錫 214121;2.北京北方車輛集團(tuán)有限公司,北京 100027)

在“低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(A)和(B)”的基礎(chǔ)上研究了該合金的硬化特性及硬化機(jī)理。本系合金具有顯著的時(shí)效硬化特性:在550℃進(jìn)行時(shí)效處理5～10m in,硬度就將上升20～30 HRC。時(shí)效曲線上出現(xiàn)的二次硬化暗示在時(shí)效時(shí)有兩種硬化機(jī)制在起作用。實(shí)驗(yàn)表明,在時(shí)效過程中Co-N i合金發(fā)生馬氏體向奧氏體的逆轉(zhuǎn)變,而高鈷合金則未發(fā)現(xiàn)這種情況。

硬化特性;硬化機(jī)理;二次硬化;逆轉(zhuǎn)奧氏體

在“低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(A)、(B)”中,分別分別對(duì)低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金的力學(xué)性能、組織特征進(jìn)行了研究。本文將低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金的時(shí)效硬化特性及時(shí)效硬化機(jī)理進(jìn)行分析討論。

1 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

1.1 時(shí)效硬化特性

低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金與普通高速鋼相比,具有時(shí)效硬化顯著,過時(shí)效軟化緩慢,且時(shí)效一開始就迅速硬化的特點(diǎn)。圖1是1#、7#、9#試樣于不同溫度加熱2 h的時(shí)效硬化曲線。其中7#在高溫時(shí)為單相鐵素體,而其余兩爐高溫時(shí)為奧氏體和金屬間化合物。7#淬火為鐵素體的目的是為了了解鐵素體與馬氏體時(shí)效硬化的差異,從而了解相變對(duì)時(shí)效硬化的影響。具有馬氏體組織的試樣在400℃以下時(shí)效時(shí)硬度上升緩慢,時(shí)效溫度超過400℃時(shí)硬度急劇上升,于550～600℃達(dá)到峰值;而鐵素體基體時(shí)效溫度在500℃以下硬度上升緩慢,超過600℃時(shí)硬度才急劇上升,峰值在650℃左右。在峰值硬度之后相比較可以看出,鐵素體基體的硬度下降要緩慢的多,表明鐵素體具有更強(qiáng)的抗軟化能力。

從圖1還可以看出金屬元素對(duì)時(shí)效硬化的影響。隨著含Co量的提高,峰值硬度也提高;而用N i代替部分Co后峰值硬度下降,這可以從1#與9#試樣的比較中看出,它們的成分差別僅在于Co、N i量不同。隨著用N i代替部分Co后,在低溫區(qū)低Co含量比高Co含量合金硬化迅速。圖2、3、4分別是6#、7#、9#試樣等溫時(shí)效曲線。從圖2可以清楚地看出,用N i、Co合金化的時(shí)效合金硬化非常迅速。所謂行核孕育期實(shí)際上是不存在的。

圖1 Fe-W(M o)-Co(N i)合金時(shí)效曲線(時(shí)效2H)Fig.1 L im itation cu rvew ith A lloy of Fe-W(M o)-Co(N i)(L im itation 2H)

圖2 6#樣品時(shí)效硬化曲線Fig.2 A ge-hardening cu rves of no.6 sam p le of no.6 sam p lew ith 550 degree

圖3是鐵素體基體的硬化曲線。在低溫時(shí)硬化特別緩慢,但隨著溫度的提高,硬化變得迅速。圖4是高Co合金的時(shí)效曲線,與N i-Co合金相比,低溫時(shí)硬化較緩慢,隨著溫度提高硬化變得迅速。從時(shí)效曲線可以看出,不論是馬氏體還是鐵素體,也不論是高Co合金的還是Co-N i合金,均表現(xiàn)出明顯的二次硬化現(xiàn)象。這暗示有兩種硬化機(jī)制在起作用。從圖上可以看出,低碳Fe-W(M o)-Co (N i)合金的特點(diǎn):低溫時(shí)效時(shí)用104m in仍不能達(dá)到峰值硬度,時(shí)效溫度上升,到達(dá)峰值硬度的時(shí)間縮短。N i-Co合金630℃僅10m in就已進(jìn)入過時(shí)效,但過時(shí)效后硬度下降是極其緩慢的。

圖3 7#樣品時(shí)效硬化曲線Fig.3 A ge-hardening cu rves of no.7 sam p le to Fe-W-Co alloy

圖4 9#樣品時(shí)效硬化曲線Fig.4 A ge-hardening curves of no.9 sam p le

圖5 6#樣品時(shí)效2H逆轉(zhuǎn)奧氏體量Fig.5 L im itation cu rve of no.6 sam p le w ith vo lum e of 2H reversed austenite

1.2 時(shí)效過程中的馬氏體→奧氏體逆轉(zhuǎn)變

在時(shí)效時(shí)發(fā)生M→A的逆轉(zhuǎn)變,導(dǎo)致硬度、紅硬性、高溫硬度的下降,這對(duì)工具材料的性能是十分有害的。

本試驗(yàn)殘留奧氏體測(cè)定結(jié)果表明。高Co微N i合金9#在各個(gè)溫度下,無論短時(shí)間還是長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效,均未發(fā)現(xiàn)奧氏體。而用N i合金化的6#卻出現(xiàn)了奧氏體,不過它的逆轉(zhuǎn)變量與18N i馬氏體時(shí)效鋼相比要少得多,且出現(xiàn)的溫度也要高。圖5是6#試樣于不同溫度下回火2 h后的逆轉(zhuǎn)奧氏體量的變化?？梢妸W氏體逆轉(zhuǎn)變量在650℃以下隨著溫度的提高而增加,于650℃附近達(dá)到峰值,越過650℃時(shí),隨著溫度的繼續(xù)提高而再次發(fā)生逆轉(zhuǎn)變,奧氏體量減少。圖6是6#試樣于550℃不同時(shí)間時(shí)效時(shí)的逆轉(zhuǎn)變量,從圖中可見在一定溫度下時(shí)效時(shí)逆轉(zhuǎn)奧氏體量隨時(shí)間延長(zhǎng)而增多。

在馬氏體時(shí)效鋼中發(fā)生逆轉(zhuǎn)變被認(rèn)為由于微區(qū)域內(nèi)N i量富集,從而降低了微區(qū)域的相變點(diǎn)所致。

圖6 6#樣品550℃時(shí)效時(shí)逆轉(zhuǎn)奧氏體量Fig.6 V o lum e of reversed austenite

圖7 Fe-W-Co合金中加入N i對(duì)A s點(diǎn)的影響Fig.7 The im pac t cu rves to A s by add ing N i

在高Co無N i或微N i合金系中,根據(jù)25%Co垂直截面圖可知,α→γ相變溫度很高,一般在900℃附近。這樣的合金系淬火之后,發(fā)生馬氏體相變。從Fe-Co相圖可知,Co含量達(dá)60%以上才發(fā)生相變點(diǎn)的急劇下降。因而在相變點(diǎn)以下時(shí)效時(shí),即使發(fā)生Co量富集,但由于合金系Co量所限,故很少有微區(qū)域的相變點(diǎn)降到時(shí)效溫度以下,因而在高Co無N i系統(tǒng)中時(shí)效時(shí)沒有出現(xiàn)逆轉(zhuǎn)奧氏體,而只發(fā)生M→α′+ε轉(zhuǎn)變。當(dāng)合金系統(tǒng)用N i合金化時(shí),由于N i強(qiáng)烈降低相變點(diǎn),隨著N i量增多(圖7)相變點(diǎn)下降,以致在較低溫度出現(xiàn)γ+ε+α的平衡組織。這樣在Co-N i系統(tǒng)中,由于N i量在時(shí)效時(shí)產(chǎn)生富集,致使此區(qū)域在時(shí)效溫度范圍,出現(xiàn)平衡的γ+α+ε相。由于N i又強(qiáng)烈地降低馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn),因而使微區(qū)域出現(xiàn)的奧氏體又具有很高的穩(wěn)定性?？傊?逆轉(zhuǎn)變是由于加入N i以及時(shí)效時(shí)N i富集所致。

在一定溫度時(shí)效時(shí),逆轉(zhuǎn)變量隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而增多,隨著溫度的上升而增多。但圖5表明超過650℃后逆轉(zhuǎn)變量反而減少,這是因?yàn)殡S著溫度超過某一數(shù)值后,雖然高溫奧氏體量增多,但由于其中N i含量下降,因而使M轉(zhuǎn)變點(diǎn)上升,從而冷卻時(shí)重新發(fā)生γ→M轉(zhuǎn)變的緣故。

1.3 時(shí)效硬化過程討論

低碳的Fe-W(M o)-Co(N i)合金具有驚人的時(shí)效硬化能力。在550℃以上僅需加熱5～10m in,硬度就會(huì)提高20～30 HRC。如此迅速的硬度上升,說明形核孕育期是不存在的。7#試樣于1 270℃淬火后于650℃時(shí)效15m in硬度從35HRC上升到61HRC。這表明本合金系時(shí)效初期的析出物是與基體共格的并具有b.c.c.(或b.c.t.)的亞穩(wěn)相。

Flo reen在Fe-N i-M o-Co馬氏體時(shí)效鋼的研究中指出,在馬氏體時(shí)效鋼中添加W有助于產(chǎn)生規(guī)則化。矢島悅次郎等根據(jù)Fe-W-Co-V系時(shí)效硬化迅速推定在這樣的合金系中存在溶解度間隙,因而在時(shí)效初期發(fā)生Sp inodal分解,產(chǎn)生富W與貧W的調(diào)幅結(jié)構(gòu)。在時(shí)效過程中這樣的富W區(qū)漸變?yōu)榕c基體共格的亞穩(wěn)相η′,而在貧W區(qū)出現(xiàn)FeCo、Fe3Co超結(jié)構(gòu)。這種微細(xì)周期的調(diào)幅結(jié)構(gòu)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有著強(qiáng)烈的阻礙作用,因而強(qiáng)烈的硬化。隨著時(shí)效的進(jìn)行,富W(M o)亞穩(wěn)相生長(zhǎng),這樣與基體的共格應(yīng)力增大,產(chǎn)生進(jìn)一步硬化。隨著析出相生長(zhǎng),共格趨于破壞,因而發(fā)生軟化。在共格趨于破壞的同時(shí),在位錯(cuò)線上平衡相開始大量析出。一般說來,這樣的析出同時(shí)伴隨富W亞穩(wěn)相的溶解。平衡相的析出強(qiáng)烈阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),因而發(fā)生進(jìn)一次強(qiáng)化。這樣的強(qiáng)化彌補(bǔ)部分共格破壞產(chǎn)生的軟化,因而在時(shí)效曲線上表現(xiàn)出二次硬化。本系列研究B中的照片顯示:本合金系淬火組織為具有高位錯(cuò)密度的板條馬氏體。時(shí)效初期產(chǎn)生調(diào)幅分解,調(diào)幅周期約為15 nm左右,隨著時(shí)效進(jìn)行,位錯(cuò)線上析出彌散的金屬間化合物。從照片上估計(jì)9#的析出相尺寸約為3～10 nm,而且金屬間化合物有極強(qiáng)的抗聚集能力,從而造成低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金在過時(shí)效下軟化是極其緩慢的,這也是低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金的熱穩(wěn)定性遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過普通碳化物強(qiáng)化高速鋼的一個(gè)原因。

高溫淬火后的樣品用膨脹儀測(cè)定相變點(diǎn)時(shí)發(fā)現(xiàn),在450℃附近出現(xiàn)異常的體積膨脹,在650℃附近出現(xiàn)異常的體積收縮,而經(jīng)低溫淬火或退火,這樣的異常的體積變化不復(fù)存在。矢島悅次郎認(rèn)為,450℃附近出現(xiàn)的體積異常膨脹不是殘留奧氏體分解造成的,而是規(guī)則化的結(jié)果。試驗(yàn)表明,奧氏體淬火后完全變成馬氏體,低碳Fe-W(M o)-Co (N i)合金在時(shí)效一開始發(fā)生調(diào)幅分解。因而450℃體積脹大是由于規(guī)則化的結(jié)果。圖5所示,在650℃附近奧氏體的逆轉(zhuǎn)變傾向最強(qiáng),這與650℃附近出現(xiàn)體積異常收縮恰好一致,即體積收縮與奧氏體的逆轉(zhuǎn)變有關(guān)。試驗(yàn)還表明,退火或低溫淬火試樣不存在這樣的體積收縮,這更進(jìn)一步證明,這樣的體積收縮與馬氏體向奧氏體逆轉(zhuǎn)變有關(guān)。

通過淬火或冷加工產(chǎn)生的晶體缺陷對(duì)時(shí)效過程有著很大的影響。從圖3與圖2、圖4相對(duì)照可得出。位錯(cuò)、空位等晶體缺陷有利地促進(jìn)時(shí)效硬化。7#在高溫為鐵素體,由于沒有發(fā)生相變,在低溫時(shí)效時(shí)硬化顯得較緩慢。位錯(cuò)、空位、晶界、亞晶界等晶體缺陷提供行核表面,承擔(dān)析出相與基體的不吻合,從而降低了平衡相析出的形核位壘,因而促進(jìn)時(shí)效析出。同時(shí)晶體缺陷也降低過渡相與區(qū)形成時(shí)的原子擴(kuò)散位壘。

在過時(shí)效下,7#表現(xiàn)出高的抗軟化能力又是由于缺少這些晶體缺陷的緣故。位錯(cuò)、空位的存在給原子擴(kuò)散提供了捷徑。原子在位錯(cuò)“管”的擴(kuò)散要比基體快得多?？瘴坏拇嬖谟欣凇敖恿悺笔降脑犹鴦?dòng)。這些都加快了原子的擴(kuò)散速度,因而造成各爐較7#低的抗軟化能力。

[1] 楊永富.低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(A).無錫職業(yè)技術(shù)學(xué)院學(xué)報(bào)2007,6(2):39-41.

[2] 楊永富.李大旭.低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(B).無錫職業(yè)技術(shù)學(xué)院學(xué)報(bào)2009,8(2):72-74.

[3] Foreen S,D ecker R F.Heat treatm en t of 18%N im araging steels[J].Trans ASM,1962(55):518.

[4] 矢島悅次郎,官崎亨,伊藤倬雄,等.Fe-W-Co系析出硬化鋼の時(shí)效硬化につぃこ、[J].日本金屬學(xué)會(huì),1971(35):331.

[5] 趙步清.淺談高速鋼刀具的硬度問題[J].金屬熱處理,1998(7):44-45.

Study on Low-Ca rbon Fe-W(M o)-Co(N i)A lloys(C)

YANG Yong-fu,L ID a-xu
(1.Industry Cen ter,W ux i Institu te of Techno logy,W ux i 214121,China;
2.B eijing N o rth V ehic le G roup Co rpo ration,B eijing 100027,China)

The paper researched hardening charac teristics and m echanism of low carbon Fe-W(M o)-Co (N i)alloy on the basis of‘Study on L ow-Carbon Fe-W(M o)-Co(N i)alloy(A)and(B)’.The series of alloy possesses sign ifican tage hardening charac teristic fo r from 5 to 10m inu tes aging at550℃w ill resu lt in hardness inc rease from 20 to 30 HRC.Secondary harden ing appeared on the ag ing cu rve im p lies that tw o k inds of hardeningm echanism are func tioning in ag ing p rocess.Experim en t resu lt ind icates that in the aging p rocess reverse phase transfo rm ation from M artensite to A ustenite occu rs in Co-N i alloy and such casew as no t found in h igh Cobalt alloy.

hardening charac teristics;hardeningm echanism;tw o steps hardening;reverse transfo rm ation austenite

TG 113.12

A

1671-7880(2010)01-0042-04

2009-10-28

楊永富(1950— ),男,安徽淮南人,副教授,研究方向:金屬材料及熱處理。