真空熱壓超高碳超高鉻模具鋼研究

邱 悅 ，林耀軍 ?，張覃軼 ，陳 斐 ，張?jiān)老?

1) 武漢理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，武漢 430070

2) 北京匯越新材料科技有限公司，北京 102206

中等及中等以上碳含量（含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)>0.3%）的含鉻鋼已被廣泛用來(lái)制造模具，例如冷作模具[1?2]，熱作模具[3?4]和軸承[5?6]等。本文研究了一種新型的含鉻鋼，其顯著特點(diǎn)是成分中的超高碳（質(zhì)量分?jǐn)?shù)2.6%）和超高鉻（質(zhì)量分?jǐn)?shù)26%）含量，這樣的成分保證了鋼中耐磨碳化物的高含量，同時(shí)高鉻含量能提高鐵基體的電極電位，使鋼表面產(chǎn)生鈍化效應(yīng)，因此這種鋼兼具優(yōu)異的耐磨和耐蝕性能，屬于不銹模具鋼[7?9]。超高碳和超高鉻含量使合金鋼在凝固過(guò)程產(chǎn)生高度偏析，且碳化物粗大，導(dǎo)致鑄錠的高脆性，因此這種鋼不能用鑄鍛方法制造。高碳高合金模具鋼一般采用熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）方法制造，以快速凝固技術(shù)（惰性氣體霧化）生產(chǎn)的粉末為原料，原料粉末中含有的碳化物細(xì)小且分布均勻，在高達(dá)100～200 MPa等靜壓力和遠(yuǎn)低于熔點(diǎn)的溫度下對(duì)原料粉末進(jìn)行固結(jié)，在獲得粉末之間冶金結(jié)合和致密化產(chǎn)品的同時(shí)，保持碳化物細(xì)小且分布均勻的狀態(tài)。然而，熱等靜壓方法也存在明顯缺點(diǎn)：（1）設(shè)備投資巨大，生產(chǎn)成本高；（2）其中的關(guān)鍵工序—裝填粉末的包套在抽真空后的封焊技巧性很強(qiáng)，一旦失敗，后續(xù)的熱等靜壓不可能將粉末固結(jié)，而且熱等靜壓未實(shí)施前無(wú)法判斷封焊的成??；（3）熱等靜壓后需要將包套用車(chē)削的方法去除，造成材料浪費(fèi)和一定的環(huán)境問(wèn)題[10]。與熱等靜壓相比，真空熱壓（vacuum hot-pressing，VHP）因壓力較低，必須提高固結(jié)溫度，導(dǎo)致碳化物尺寸稍大于熱等靜壓碳化物尺寸，但是真空熱壓有效克服了熱等靜壓的缺點(diǎn)：（1）設(shè)備投資降低，生產(chǎn)成本降低；（2）裝填完粉末的模具放入熱壓機(jī)腔體，在抽真空后直接熱壓，免除封焊工序，由此避免了可能引發(fā)的粉末固結(jié)失敗問(wèn)題；（3）熱壓模具可反復(fù)使用，既節(jié)約材料又不在環(huán)境中遺留任何廢棄物。本文以惰性氣體霧化生產(chǎn)的預(yù)合金粉末為原料，采用真空熱壓法制造出塊體鋼，對(duì)所用的預(yù)合金粉末進(jìn)行了差示掃描量熱分析和微觀組織觀察，并研究了真空熱壓法制備塊體鋼的微觀組織和力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料及制備

以惰性氣體霧化生產(chǎn)的預(yù)合金粉末為原料，其化學(xué)成分如表1。將預(yù)合金粉末放入內(nèi)徑32 mm的石墨模具中，在1100 ℃和1150 ℃下進(jìn)行真空熱壓，真空度1.1×10?2～2.5×10?2Pa，熱壓壓力40 MPa，保溫時(shí)間2 h，制造出直徑約32 mm、厚約15 mm的圓柱狀塊體鋼。通常最低熱等靜壓的溫度選擇應(yīng)低于熔化溫度300 ℃，這樣既確保碳化物最低限度的長(zhǎng)大又確保粉末之間冶金結(jié)合的形成；熱等靜壓壓力通常設(shè)置為100～200 MPa，保溫時(shí)間為1～5 h[11]?；谏鲜鰺釅簤K體鋼的尺寸，本工作熱壓機(jī)所能提供的上限壓力為40 MPa，所以選擇比熱等靜壓更高的1100 ℃和1150 ℃進(jìn)行熱壓，熱壓溫度比原料粉末的熔化溫度（1246.74 ℃）分別低146.74 ℃和96.74 ℃，保溫時(shí)間選擇常規(guī)的2 h。對(duì)兩種溫度下熱壓態(tài)塊體鋼進(jìn)行如下的熱處理：1150 ℃奧氏體化30 min，油淬；500 ℃和550 ℃兩種溫度下回火，均回火2次，每次2 h，空冷，淬火和回火均在氬氣保護(hù)下進(jìn)行。淬火、回火工藝來(lái)自粉末生產(chǎn)廠家提供的熱處理工藝參數(shù)[12]。

表1 原料粉末化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the raw powders %

1.2 表征方法

采用德國(guó)耐馳儀器公司生產(chǎn)的熱分析儀STA449F3對(duì)惰性氣體霧化生產(chǎn)的粉末進(jìn)行差示掃描量熱分析 （differential scanning calorimetry，DSC），熱分析過(guò)程中升溫、降溫速率均為20 ℃?mm?1。使用SiC砂紙打磨熱壓態(tài)塊體鋼的表面，直至完全去除粘附在表面的、來(lái)自熱壓模具和壓頭的物質(zhì)，利用精度為萬(wàn)分之一克的分析天平測(cè)量試樣的干重（M干）、濕重（M濕）、在水中的浮重（M?。诎⒒椎露?，用公式ρ=M干/(M濕?M浮)計(jì)算熱壓塊體鋼的密度。

分別對(duì)預(yù)合金粉末、熱壓態(tài)、淬火態(tài)和回火態(tài)塊體鋼進(jìn)行冷鑲，用SiC砂紙打磨至#4000，并在EcoMet250自動(dòng)拋光機(jī)上拋光至鏡面，用10 g氯化鐵、30 mL鹽酸和100 mL蒸餾水配置成的腐蝕液進(jìn)行浸蝕，用德國(guó)LEICA公司生產(chǎn)的DM2500M型數(shù)碼光學(xué)顯微鏡對(duì)拋光和浸蝕試樣的微觀組織進(jìn)行分析。在型號(hào)為SmartLab 9 KW的X射線衍射儀上用Co Kα射線分別對(duì)預(yù)合金粉末和熱壓態(tài)塊體鋼進(jìn)行X射線衍射（X-ray diffraction，XRD）分析，掃描角度為20°～120°，速度為0.4°?min?1，所用樣品為上述拋光未浸蝕的表面。

將經(jīng)淬火+回火處理的塊體鋼用SiC砂紙打磨至#4000，用華銀200HRS-150型數(shù)字顯示洛氏硬度計(jì)對(duì)每個(gè)試樣隨機(jī)選取15個(gè)點(diǎn)進(jìn)行硬度測(cè)試。依據(jù)國(guó)標(biāo)[13]制備三點(diǎn)彎曲試樣，將試樣的4個(gè)側(cè)面用SiC砂紙打磨至#4000并拋光，在Instron 5966萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行三點(diǎn)彎曲測(cè)試，為保證結(jié)果的可靠性，每種工藝條件下測(cè)試5個(gè)試樣。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 預(yù)合金粉末的熱分析

預(yù)合金粉末在1100 ℃～1450 ℃溫度范圍內(nèi)的熱流率曲線如圖1所示，粉末熔化的起始、峰值、終止溫度分別為1246.74 ℃、1269.09 ℃、1274.97 ℃。凝固的起始、峰值、終止溫度分別為1260.16 ℃、1254.07 ℃、1248.05 ℃、1233.28 ℃。由圖可知，當(dāng)降溫速率為20 ℃?mm?1時(shí)，凝固發(fā)生的過(guò)冷度約14.81 ℃。

圖1 粉末升溫和降溫的差示掃描量熱分析曲線Fig.1 DSC curves of the powders in the heating and cooling process

2.2 熱壓態(tài)塊體鋼的密度

1100 ℃和1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼的密度測(cè)量結(jié)果分別為(7.45±0.03) g?cm?3和(7.47±0.02) g?cm?3，幾乎相等。本文中的熱壓發(fā)生在固相狀態(tài)，致密化過(guò)程主要依靠粉末發(fā)生塑性流動(dòng)，填充粉末之間的孔隙，如果較低溫度熱壓的塊體鋼密度低于理論密度，那么在較高溫度熱壓時(shí)，粉末的流變強(qiáng)度比較低溫度熱壓時(shí)低，在相同壓力和時(shí)間下發(fā)生較多的塑性流動(dòng)，從而填充更多的孔隙，獲得更高的密度。本文中高（1150 ℃）、低（1100 ℃）兩個(gè)熱壓溫度下，塊體鋼密度幾乎相等，說(shuō)明即使較低熱壓溫度也可獲得完全致密，較高溫度熱壓則能夠在更短時(shí)間內(nèi)獲得完全致密。這也說(shuō)明，在本文所選用的熱壓溫度下，所用壓力高于粉末的流變強(qiáng)度，能夠引起粉末發(fā)生足夠的塑性流動(dòng)，基本完全充填粉末之間的孔隙，達(dá)到致密化。

2.3 微觀組織和成分組成

2.3.1 粉末和熱壓塊體鋼的X射線衍射分析

粉末及1100 ℃、1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼的X射線衍射分析結(jié)果如圖2所示，粉末和塊體鋼中除馬氏體α-Fe外，均含有Cr7C3，Cr7C3是M7C3型碳化物，含有固溶的Fe、Mo元素；塊體鋼中還含有NbC，NbC是MC型碳化物，含有固溶的V元素。此外，粉末和塊體鋼中均含有一定量的殘余奧氏體γ-Fe，氣體霧化對(duì)粉末的快淬導(dǎo)致粉末中形成馬氏體，從而伴隨殘余奧氏體γ-Fe的形成；由于塊體鋼中的高合金含量，即使熱壓后的爐冷也可使鋼中形成一定量的馬氏體，從而也伴隨殘余奧氏體γ-Fe的形成。

圖2 粉末和熱壓態(tài)鋼X射線衍射圖譜Fig.2 X-ray diffraction patterns of the powders and as-VHP steels

2.3.2 粉末微觀組織

圖3為原始粉末微觀組織，組織中碳化物呈現(xiàn)兩種形貌：非常細(xì)小的顆粒狀和較大的條狀（分別用實(shí)線和虛線箭頭標(biāo)出）。利用Image-Pro Plus軟件對(duì)圖3中單個(gè)碳化物面積進(jìn)行測(cè)量，進(jìn)而計(jì)算出與該碳化物面積相等的圓形顆粒的直徑，以此作為該碳化物的等效直徑。規(guī)定長(zhǎng)短軸長(zhǎng)度的比值小于等于1.2的碳化物為顆粒狀碳化物，大于1.2的碳化物為條狀碳化物。隨機(jī)分析顆粒狀碳化物、條狀碳化物各200～300個(gè)。顆粒狀碳化物的尺寸在0.3～2.0 μm，條狀碳化物長(zhǎng)度在2～10 μm、寬度0.3～1.5 μm、等效直徑0.9～4.4 μm。由于本文所研究的鋼中Cr含量遠(yuǎn)高于其它合金元素V、Mo、Nb含量的總和，可依據(jù)圖4所示Fe?Cr?C三元相圖的液相面投影圖[14]，用成分點(diǎn)S的Fe?26Cr?2.6C （質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金確定該預(yù)合金粉末的凝固過(guò)程，理解粉末的微觀組織形成。根據(jù)預(yù)合金粉末熱流率曲線，粉末的凝固起始、終止溫度為1260.16 ℃和1233.28 ℃，低于U3四相包共晶反應(yīng)溫度，高于U2四相包共晶反應(yīng)溫度，如圖4所示，所以粉末凝固過(guò)程不發(fā)生U3=1275 ℃和U2=1180 ℃的兩個(gè)四相包共晶反應(yīng)：L+α→γ+M7C3和L+M7C3→γ+M3C；不發(fā)生低于U2溫度的四相包共晶反應(yīng)或三相反應(yīng)：L+M3C→γ+石墨，L→γ+M3C，L→γ+石墨，也不發(fā)生高于U3溫度的三相反應(yīng)：L+α→γ?；谝陨戏治觯勰┑钠胶饽踢^(guò)程為：首先，L→γ（L為液相，γ為奧氏體）；然后，L→(γ+M7C3)共晶（M7C3為富Cr碳化物），直至L在這個(gè)共晶反應(yīng)中完全凝固。然而，氣體霧化是一個(gè)快速凝固的過(guò)程，液相會(huì)被過(guò)冷到L+γ+M7C3三相區(qū)才開(kāi)始凝固，導(dǎo)致凝固完成后組織為完全的(γ+M7C3)共晶，隨后快速冷卻，導(dǎo)致γ轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，一定量的殘余γ也會(huì)伴隨馬氏體的出現(xiàn)而生成。當(dāng)M7C3平行于觀察面或與觀察面呈小角度時(shí)，便觀察到條狀；當(dāng)M7C3垂直于觀察面或與觀察面呈較大角度時(shí)，便觀察到顆粒狀。

圖3 原始粉末顯微形貌：（a）低倍；（b）高倍Fig.3 Microstructures of the raw powders: (a) lower magnification; (b) higher magnification

圖4 Fe?Cr?C三元相圖富Fe角的液相面投影圖[14]Fig.4 Liquidus projection at the Fe-rich corner of the Fe?Cr?C ternary phase diagram[14]

2.3.3 熱壓態(tài)微觀組織

圖5分別為1100 ℃和1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼拋光面的光學(xué)顯微形貌，幾乎觀察不到孔隙，說(shuō)明熱壓獲得的塊體鋼已完全致密，與基于密度分析得出的結(jié)論一致。圖6分別為1100 ℃和1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼的顯微組織，沒(méi)有觀察到原粉末顆粒邊界（較寬的黑色曲線），表明粉末之間已完全形成冶金結(jié)合。粉末之間冶金結(jié)合的形成是粉末顆粒之間原子互相擴(kuò)散的結(jié)果，在1100 ℃和1150 ℃熱壓溫度下，所選用的保溫時(shí)間足夠長(zhǎng)，保證了粉末顆粒之間原子的充分互擴(kuò)散。

圖5 熱壓態(tài)拋光面光學(xué)顯微形貌：（a）1100 ℃;（b）1150 ℃Fig.5 Optical microstructures of the polished surfaces of the as-VHP steels: (a) 1100 ℃; (b) 1150 ℃

與粉末類(lèi)似，熱壓態(tài)塊體鋼中碳化物也有兩種形貌：條狀碳化物和顆粒狀的碳化物，但尺寸遠(yuǎn)大于粉末中相應(yīng)碳化物的尺寸，所以熱壓態(tài)塊體鋼中條狀碳化物和顆粒狀碳化物是粉末中碳化物發(fā)生長(zhǎng)大的結(jié)果。像其它材料體系中第二相顆粒的長(zhǎng)大一樣，碳化物的長(zhǎng)大機(jī)制是溶解?析出，即較小的碳化物溶解，碳和合金元素通過(guò)鐵基體擴(kuò)散到較大碳化物表面并沉積，導(dǎo)致碳化物長(zhǎng)大[15]。由于熱壓溫度1100 ℃和1150 ℃低于熔點(diǎn)1246.74 ℃（熔化起始溫度），所以熱壓態(tài)塊體鋼中碳化物都比較細(xì)小。仍然用Image-Pro Plus軟件對(duì)圖6中各自隨機(jī)選取的200～300個(gè)碳化物進(jìn)行分析。1100 ℃熱壓態(tài)塊體鋼中，顆粒狀碳化物的尺寸0.7～4.0 μm，條狀碳化物長(zhǎng)約4.0～15.0 μm、寬約0.4～1.8 μm、尺寸 （等效直徑）1.4～5.9 μm，所有碳化物平均尺寸約3.5 μm，最大碳化物尺寸約6.0 μm，如圖6（a）所示。1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼中，顆粒狀碳化物尺寸1～5 μm，條狀碳化物長(zhǎng)約5～20 μm、寬約0.5～2.0 μm、尺寸（等效直徑）1.8～7.2 μm，所有碳化物平均尺寸約5.5 μm，最大碳化物尺寸約8.5 μm，如圖6（b）所示。1100 ℃熱壓態(tài)塊體鋼中碳化物尺寸比1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼中碳化物尺寸小，原因是較低溫度熱壓時(shí)元素?cái)U(kuò)散進(jìn)行較慢。

圖6 熱壓態(tài)試樣顯微組織形貌：（a）1100 ℃;（b）1150 ℃Fig.6 Microstructures of the as-VHP steels: (a) 1100 ℃; (b) 1150 ℃

2.3.4 淬火+回火后鋼的微觀組織

圖7（a）和圖7（b）分別為1100 ℃和1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼經(jīng)1150 ℃淬火和500 ℃回火時(shí)的顯微組織，圖7（c）和圖7（d）分別為1100 ℃和1150 ℃熱壓態(tài)塊體鋼經(jīng)1150 ℃淬火和550 ℃回火時(shí)的顯微組織。與相應(yīng)的熱壓態(tài)微觀組織相比，碳化物形貌和尺寸幾乎沒(méi)有發(fā)生變化，因?yàn)榇慊鸺訜釡囟?150 ℃遠(yuǎn)低于熔點(diǎn)（1246.7 ℃）且保溫時(shí)間僅有30 min，而在500 ℃和550 ℃回火時(shí)，碳化物幾乎不長(zhǎng)大。

圖7 淬火+回火態(tài)試樣顯微形貌：（a）1100 ℃熱壓，1150 ℃淬火，500 ℃回火；（b）1150 ℃ 熱壓，1150 ℃淬火，500 ℃回火；（c）1100 ℃熱壓，1150 ℃淬火，550 ℃回火；（d）1150 ℃熱壓，1150 ℃淬火，550 ℃回火Fig.7 Microstructures of the as-VHP steels after quenching at 1150 ℃ and tempering: (a) VHP at 1100 ℃ and tempering at 500 ℃;(b) VHP at 1150 ℃ and tempering at 500 ℃; (c) VHP at 1100 ℃ and tempering at 550 ℃; (d) VHP at 1150 ℃ and tempering at 550 ℃

2.4 力學(xué)性能

2.4.1 淬火+回火后熱壓塊體鋼的硬度

圖8是熱壓態(tài)塊體鋼經(jīng)1150 ℃淬火、500 ℃和550 ℃回火后的硬度。相同的熱處理工藝后，1100 ℃熱壓塊體鋼硬度略高于1150 ℃熱壓塊體鋼硬度，500 ℃回火后平均硬度分別為HRC(62.6±0.3)和HRC (60.8±0.6)，前者比后者高約3.0%；550 ℃回火后平均硬度分別為HRC (55.2±0.9)和HRC (53.6±0.8)，前者比后者高約3.0%。同一熱壓溫度制備的塊體鋼，500 ℃回火后的硬度高于550 ℃回火后的硬度，1100 ℃熱壓塊體鋼，500 ℃和550 ℃回火后平均硬度分別為HRC (62.6±0.3)和HRC (55.2±0.9)，前者比后者高約13.4%；1150 ℃熱壓塊體鋼，500 ℃和550 ℃回火后平均硬度分別為HRC (60.8±0.6)和HRC (53.6±0.8)，前者比后者高出約13.4%?；鼗鸸つ＞咪摰挠捕戎饕Q于：①回火后馬氏體中固溶的碳和合金元素的數(shù)量；②回火過(guò)程中從馬氏體中析出的、對(duì)回火馬氏體起彌散強(qiáng)化的碳化物的尺寸和數(shù)量[16]。③殘余奧氏體數(shù)量。相同的淬火工藝決定了相同數(shù)量的碳和合金元素的固溶、相同的殘余奧氏體數(shù)量，在此基礎(chǔ)上相同的回火工藝決定了回火后馬氏體中相同的碳和合金元素固溶數(shù)量、相同尺寸和數(shù)量的析出碳化物以及相同的殘余奧氏體數(shù)量。熱壓塊體鋼中剩余碳化物尺寸較?。?100 ℃和1150 ℃熱壓塊體鋼中平均碳化物尺寸為3.5 μm和5.5 μm），對(duì)硬度有一些貢獻(xiàn)，兩個(gè)溫度熱壓塊體鋼淬火+回火后硬度的細(xì)微差別可能由于兩者剩余碳化物不同引起的，較小剩余碳化物對(duì)應(yīng)稍高的硬度。

圖8 熱壓塊體鋼1150 ℃淬火、500 ℃和550 ℃回火后的硬度Fig.8 Hardness of the VHP steels after quenching at 1150 ℃and tempering at 500 ℃和550 ℃

對(duì)于相同溫度熱壓的塊體鋼在相同溫度淬火，馬氏體中獲得相同數(shù)量的碳和合金元素的固溶、相同數(shù)量的殘余奧氏體。較高的溫度回火后，馬氏體中碳和合金元素固溶數(shù)量較少，析出碳化物尺寸較大，有獲得低硬度的傾向；析出碳化物數(shù)量較多，有獲得高硬度的傾向。然而，鉻系工模具鋼二次硬化效應(yīng)不明顯[17]，即析出碳化物易長(zhǎng)大，所以回火溫度從500 ℃升高到550 ℃，馬氏體中C和合金元素濃度降低引起的硬度下降傾向、析出碳化物粗化引起的硬度下降傾向大于析出碳化物數(shù)量增加引起的硬度升高傾向；再者，500 ℃和550 ℃的高溫回火都能將全部殘余奧氏體分解[18]，所以500 ℃和550 ℃回火時(shí)，殘余奧氏體分解引起的硬度升高相同。綜合考慮以上因素，500 ℃回火硬度大于550 ℃回火硬度。

2.4.2 淬火+回火后熱壓塊體鋼的三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度

圖9是熱壓態(tài)塊體鋼經(jīng)1150 ℃淬火、500 ℃和550 ℃回火后的三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度，相同的熱處理工藝后，1100 ℃熱壓塊體鋼三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度高于1150 ℃熱壓三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度，500 ℃回火后三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度分別為(2060±410) MPa和(1850±70) MPa，550 ℃回火后三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度分別為(2490±120) MPa和(2320±370) MPa。彎曲強(qiáng)度代表了模具鋼的塑性指標(biāo)，高的彎曲強(qiáng)度代表高的塑性，主要取決于兩個(gè)因素：①材料的硬度[19]，決定位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)能力，高硬度不利于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，彎曲過(guò)程中產(chǎn)生的應(yīng)力無(wú)法通過(guò)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而釋放，在較低的彎曲應(yīng)力下，由于應(yīng)力集中而導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，使得彎曲強(qiáng)度低；②淬火剩余碳化物尺寸[20]，隨著剩余碳化物尺寸的增加，產(chǎn)生裂紋的傾向增加，彎曲強(qiáng)度隨之降低。在相同的熱處理后，雖然1100 ℃ 熱壓塊體鋼硬度高于1150 ℃熱壓塊體鋼硬度，但是1100 ℃熱壓塊體鋼三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度仍然高于1150 ℃熱壓塊體鋼三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度，原因是1100 ℃熱壓塊體鋼中剩余碳化物尺寸小于1150 ℃熱壓塊體鋼中剩余碳化物尺寸，碳化物尺寸對(duì)三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度的增加效應(yīng)超過(guò)了硬度對(duì)三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度的降低效應(yīng)。

圖9 熱壓鋼1150 ℃淬火、500 ℃和550 ℃回火后的三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度Fig.9 Three-point bending strength of the VHP steels after quenching at 1150 ℃ and tempering at 500 ℃和550 ℃

同一熱壓溫度制備的塊體鋼，500 ℃回火后的彎曲強(qiáng)度低于550 ℃回火后的彎曲強(qiáng)度，1100 ℃熱壓塊體鋼500 ℃和550 ℃回火后三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度分別為(2060±410) MPa和(2490±120) MPa，1150 ℃熱壓塊體鋼500 ℃和550 ℃回火后三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度分別為(1850±70) MPa和(2320±370) MPa。這是因?yàn)?00 ℃回火后硬度較高，硬度是影響位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的重要因素，高硬度不利于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，彎曲產(chǎn)生的應(yīng)力不能通過(guò)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)得以釋放從而產(chǎn)生應(yīng)力集中，使得彎曲強(qiáng)度下降，所以較低的回火溫度（500 ℃）對(duì)應(yīng)較低的彎曲強(qiáng)度。

3 結(jié)論

（1）在兩個(gè)遠(yuǎn)低于熔點(diǎn)溫度的1100 ℃和1150 ℃對(duì)惰性氣體霧化生產(chǎn)的超高碳超高鉻預(yù)合金粉末進(jìn)行真空熱壓，壓力40 MPa、保溫2 h，能夠制造出完全致密、粉末之間形成良好冶金結(jié)合、碳化物尺寸細(xì)小且分布均勻的塊體鋼，實(shí)驗(yàn)測(cè)得熱壓態(tài)塊體鋼密度為7.45～7.47 g?cm?3，兩種溫度下熱壓態(tài)塊體鋼中碳化物平均尺寸分別為3.5 μm和5.5 μm，最大碳化物尺寸分別為6.0 μm和8.5 μm。

（2）經(jīng)1150 ℃淬火、500 ℃回火后，兩種溫度熱壓的塊體鋼中碳化物尺寸與相應(yīng)熱壓態(tài)相比變化不大，1100 ℃和1150 ℃熱壓塊體鋼平均硬度分別為約HRC 62.6和約HRC 60.8，平均三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度分別為約2060 MPa和約1850 MPa；經(jīng)1150 ℃淬火、550 ℃回火后，兩種溫度熱壓的塊體鋼中碳化物尺寸與相應(yīng)熱壓態(tài)相比變化仍然不大，1100 ℃和1150 ℃熱壓塊體鋼硬度分別為約HRC 55.2和約HRC 53.6，平均三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度分別為約2490 MPa和約2320 MPa。

（3）相同淬火和回火條件下，1100 ℃熱壓塊體鋼三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度較高的原因是淬火回火后1100 ℃熱壓塊體鋼中碳化物尺寸較小，碳化物尺寸對(duì)三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度的增加效應(yīng)超過(guò)了硬度對(duì)三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度的降低效應(yīng)。