熱旋鍛變形對TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼的組織及性能研究

陳澤民，張乾坤，肖逸鋒，吳 靚，錢錦文，李蘇望，唐 俊

湘潭大學(xué)機械工程學(xué)院, 湘潭 411105

粉末冶金高速鋼避免了傳統(tǒng)鑄鍛高速鋼熔煉過程中粗大萊氏體碳化物等偏析組織的產(chǎn)生，具有組織細(xì)小均勻的特點，并可提高基體中碳化物合金元素的含量，如W、Mo、Cr、V、Nb等主要合金元素含量總和（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）可達(dá)40%左右[1?3]，便于制備超高合金的高硬度高速鋼。由于具有均勻細(xì)小的組織和無偏析的成分，粉末冶金高速鋼兼具優(yōu)異的強韌性和高硬度，被廣泛應(yīng)用于切削刀具、絲錐、拉刀及模具等機械加工行業(yè)[4]，但相對于硬質(zhì)合金以及超硬材料而言，粉末冶金高速鋼仍存在高溫硬度低、耐磨性差等缺陷。

TiCN是由TiC和TiN連續(xù)固溶而形成的單一化合物，TiC與WC相比具有更高的熱硬度以及更低的摩擦系數(shù)，且TiN在金屬陶瓷中可提高合金的共晶溫度，在抑制晶粒析出長大的同時，也抑制了硬脆中間相的形成[5]，故部分TiCN的加入有望提高粉末冶金高速鋼的耐磨性[6]。但在普通鋼結(jié)合金中，粘結(jié)相與TiCN之間的潤濕性較差，燒結(jié)過程中會發(fā)生鈦基硬質(zhì)相向棒料內(nèi)部以及鈷粘結(jié)相向棒料表面遷移的現(xiàn)象，使其棒料內(nèi)部孔隙以及微裂紋等缺陷增多，進(jìn)而導(dǎo)致該合金韌性的降低[7]。因而，控制燒結(jié)液相的含量和增強TiCN與粘結(jié)相的潤濕性是提高TiCN強化粉末冶金高速鋼材料強韌性的關(guān)鍵。

傳統(tǒng)粉末冶金高速鋼采用氣霧化和熱等靜壓法進(jìn)行制備，難以直接制備出硬質(zhì)相強化的粉末冶金高速鋼。采用新型粉末冶金高速鋼直接制備工藝 （direct forming technology，DFT）[8]制備TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼，在超固相線液相燒結(jié)過程中會有少量液相出現(xiàn)，TiCN可在一定程度上抑制奧氏體和萊氏體的長大，但是萊氏體的出現(xiàn)對材料的強韌性影響較大。因此，研究引入旋轉(zhuǎn)鍛造工藝[9?10]（簡稱旋鍛）用于細(xì)化組織和提高強韌性。本文以ASP30為基體，Ti(C,N)為強化相，采用直接制備工藝粉末冶金法真空燒結(jié)制備TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼棒料，并對其合金棒料進(jìn)行旋鍛。研究TiCN的添加及旋鍛變形量對TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼組織及性能的影響，并研究其摩擦磨損行為。

1 實驗材料與方法

制備TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼棒料的主要步驟為球磨-壓制-真空燒結(jié)-旋鍛四個部分。TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼的成分組成為95%ASP30+5%TiCN（簡稱ASP30+5%TiCN，質(zhì)量分?jǐn)?shù)），TiCN的C、N原子比為1:1，表1為ASP30高速鋼的化學(xué)成分。

表1 ASP30高速鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the ASP30+5%TiCN high speed steels %

按成分配比稱取原材料粉末，采用行星式球磨機進(jìn)行球磨。球磨罐的材質(zhì)為Fe?Cr不銹鋼合金，以直徑5～10 mm的硬質(zhì)合金球為磨球，球料比為5:1，以無水乙醇作為球磨介質(zhì)，并加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)5%的石蠟作為粘結(jié)劑，采用高能濕磨混合72 h，轉(zhuǎn)速為250 r?min?1。對球磨后粉末進(jìn)行干燥及預(yù)氧化處理，將得到的粉末填入?32 mm的樹脂模具中，采用干袋式冷等靜壓機壓制成圓柱形棒料。燒結(jié)真空度為5×10?2Pa左右，最終燒結(jié)溫度為1300 ℃，保溫2 h，隨爐冷卻后得到?18 mm左右的合金棒料。將燒結(jié)成型的合金棒料在氫氣爐中重新加熱至1100 ℃，經(jīng)旋鍛工藝依次加工成直徑為?16 mm、?14 mm、?12 mm、?10 mm的合金棒料，其對應(yīng)變形量分別為21%、40%、56%、73%，并分別對其進(jìn)行900 ℃退火+保溫2 h。最后，取不同變形量的退火旋鍛試樣進(jìn)行淬火+回火處理，工藝流程為1140 ℃+保溫15 min，油淬至室溫，560 ℃回火1次，保溫2 h。具體旋鍛及熱處理工藝曲線如圖1所示。

圖1 旋鍛及熱處理工藝曲線Fig.1 Curves of the rotary swaging and heat treatment

采用D/max 2550型X射線衍射儀（X-ray diffraction，XRD）測定試樣物相組成。利用阿基米德排水法測定試樣的密度。使用FEI Quanta 250 FEG型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察試樣的顯微形貌和斷口形貌。通過華銀洛氏硬度計和INSTRON 3369型電子萬能材料試驗機測定試樣的硬度和抗彎強度，試樣尺寸為5 mm × 5 mm ×25 mm。采用擺錘式?jīng)_擊韌性試驗機測定試樣的沖擊韌性，試樣尺寸為5 mm × 5 mm × 50 mm。利用高速往復(fù)摩擦試驗機測試不同旋鍛變形量下試樣的磨損情況，之后再通過輪廓儀進(jìn)行磨痕二維界面掃描，劃痕加載恒力為90 N，加載頻率為600 r?min?1，測試時間為10 min。

2 結(jié)果與討論

2.1 旋鍛變形量對合金顯微組織的影響

圖2是TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼在不同旋鍛變形量下的顯微組織形貌。由圖2（a）可得，原始棒料的顯微組織中TiCN硬質(zhì)相（黑色相）顆粒彌散存在于基體中，相互之間無黏連，并未與其余碳化物出現(xiàn)明顯互溶現(xiàn)象，但是表現(xiàn)出沿晶界鏈狀分布的特征；其余碳化物（白色與灰色相）在基體中多以棒狀的M2C相存在[11]，各組織間相互粘接。這與燒結(jié)高速鋼的超固相液相燒結(jié)工藝[12]有關(guān)，液相的出現(xiàn)促使燒結(jié)致密化，但是在凝固過程中生成共晶合金萊氏體產(chǎn)物（M2C），由于點狀未溶解TiCN顆粒的彌散分布，抑制了燒結(jié)過程中液相的富集和凝固過程中共晶體的異常長大，起到釘扎奧氏體晶界和細(xì)化晶粒的作用。但大量M2C相的出現(xiàn)使合金脆性顯著增加，因此引入旋鍛加工。

圖2 不同旋鍛變形量樣品的顯微組織：(a) 0%；(b) 21%；(c) 40%；(d) 56%；(e) 73%Fig.2 Microstructure of the samples with the different rotary swaging deformation: (a) 0%; (b) 21%; (c) 40%; (d) 56%; (e) 73%

由圖2（b）～圖2（d）可以看出，經(jīng)1140 ℃保溫一段時間后，在旋鍛機錘頭[13]的反復(fù)捶打作用下，受徑向沖擊變形和加熱分解的共同影響，合金棒料微觀組織中棒狀M2C分解成為尺寸較小的短棒狀或球狀碳化物。Fredriksson等[14]指出M2C分解過程近似為M2C+Fe→MC+M6C，TiCN硬質(zhì)相的分布也隨變形量的增加而逐漸均勻化。同時，經(jīng)旋鍛變形后，高速鋼中逐漸出現(xiàn)以TiCN硬質(zhì)相為中心的核殼結(jié)構(gòu)，圖3是變形量為56%的合金棒料顯微組織中的核殼結(jié)構(gòu)。核殼結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)證明，在多次加熱和變形的作用下，硬質(zhì)相和基體間潤濕性得到強化，Mo、V和W元素在以TiCN硬質(zhì)相為核心的邊緣富集，圖4為核殼結(jié)構(gòu)的成分分布。在熱旋鍛過程中，動態(tài)回復(fù)-再結(jié)晶過程持續(xù)出現(xiàn)，位錯在旋鍛過程中會循環(huán)出現(xiàn)增殖與再結(jié)晶消失的過程，此過程中TiCN作為釘扎位錯的硬質(zhì)相，會在其周圍富集周期性高密度位錯，該缺陷的引入能顯著促進(jìn)奧氏體中合金元素（W、Mo、V等）在缺陷位置的析出，進(jìn)而生成核殼結(jié)構(gòu)。核殼結(jié)構(gòu)的生成，尤其是Mo元素的界面富集，可以顯著改善TiCN與基體材料的界面潤濕性。

圖3 變形量為56%的合金棒料顯微組織核殼結(jié)構(gòu)Fig.3 Core-shell structure in the microstructure of the steels with 56% deformation

圖4 變形量為56%的合金棒料顯微組織中核殼結(jié)構(gòu)成分分布Fig.4 Composition distribution of the core-shell structure in the microstructure of the steels with 56% deformation

棒狀碳化物在熱旋鍛沖擊變形的作用下，可能發(fā)生脆斷而增加比表面積，促進(jìn)碳化物溶解；另外，奧氏體中位錯和空位缺陷的增加會促進(jìn)合金元素的析出。這樣，合金元素從棒狀碳化物中溶解，然后在奧氏體缺陷處或硬質(zhì)相周圍析出，循環(huán)溶解-析出機制[15?16]顯著促進(jìn)碳化物的細(xì)化與球化。因此，如圖2（b）～圖2（d）所示，組織逐漸細(xì)化、均勻化。但是隨著變形量的進(jìn)一步增大（圖2（e）），變形量過大反而導(dǎo)致材料顯微結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)硬質(zhì)相團聚現(xiàn)象，該現(xiàn)象的產(chǎn)生可能與旋鍛徑向加工流向有關(guān)，硬質(zhì)相的變形表現(xiàn)出一定的向心性，可能導(dǎo)致碳化物的溶解析出位點也具有一定向心性，這種團聚不僅會惡化基體的組織均勻性，也會對基體產(chǎn)生一定的割裂作用。因此，從以上分析可知，TiCN強化粉末冶金高速鋼經(jīng)一定程度的旋鍛變形量可改善合金的顯微組織結(jié)構(gòu)，提高硬質(zhì)相與基體之間的潤濕性，但過度的徑向旋鍛變形量易導(dǎo)致部分碳化物產(chǎn)生團聚富集。

2.2 旋鍛變形量對合金力學(xué)性能的影響

表2為不同旋鍛變形量狀態(tài)下TiCN強化ASP30粉末冶金高速鋼經(jīng)過淬火-回火熱處理之后的力學(xué)性能數(shù)據(jù)，其數(shù)據(jù)為五個合金試樣數(shù)據(jù)的算術(shù)平均值。從表2中可知，未經(jīng)旋鍛變形的試樣的沖擊韌性為7.68 J?cm?2，抗彎強度為2011.4 N?mm?2，隨著變形量的增加，其強度和韌性逐漸增加，并在變形量為56%時達(dá)到最高值，其沖擊韌性達(dá)到14.55 J?cm?2，抗彎強度達(dá)到4084.99 N?mm?2。由圖2的顯微組織分析可得，TiCN硬質(zhì)相破碎呈顆粒狀，界面增加使裂紋在產(chǎn)生后通過裂紋偏轉(zhuǎn)和生成微裂紋消耗更多的能量，延緩裂紋的擴展；同時，晶界相對面積增大，分布在晶界上的雜質(zhì)元素的濃度就會顯著降低，從而顯著提高合金的強度、韌性[17]。如圖2（e）所示，隨著變形量的持續(xù)增加，鏈狀硬質(zhì)相的再次出現(xiàn)導(dǎo)致合金強韌性轉(zhuǎn)而降低。

表2 旋鍛變形量對合金力學(xué)性能的影響Table 2 Effect of rotary swaging deformation on the mechanical properties of alloys

球化退火使旋鍛合金棒料的晶界殘余應(yīng)力及晶格畸變部分消除，在隨后的淬火加熱過程中，應(yīng)力進(jìn)一步得到消除。但是在淬火-回火處理后，與未旋鍛加工的棒料相比，旋鍛加工棒料的硬度降低，這可能與旋鍛后組織的顯著細(xì)化及TiCN微量溶解進(jìn)而影響材料的淬硬性和二次硬化能力有關(guān)[18]，更深入的原因有待進(jìn)一步研究。隨著旋鍛變形量的增加，合金棒料硬度趨向平穩(wěn)，并未隨變形量的變化而產(chǎn)生較大的波動。

2.3 TiCN添加與旋鍛變形對合金耐磨性的影響

金屬材料的磨損機理主要包括磨粒磨損、粘著磨損、腐蝕磨損和疲勞磨損這四種形式，但實際的摩擦過程通常出現(xiàn)多種磨損機理共存的現(xiàn)象。在摩擦測試過程中，材料會受到法向壓力和沿摩擦方向的剪切力共同作用，材料硬度、硬質(zhì)相尺寸及分布、基體/硬質(zhì)相顆粒界面的結(jié)合強度是影響耐磨性的關(guān)鍵因素。圖5是未旋鍛ASP30+5%TiCN棒料、旋鍛ASP30+5%TiCN棒料及未旋鍛ASP30棒料在熱處理后的磨痕表面微觀形貌及磨痕界面輪廓。從圖中可以看出，各合金的摩擦表面形貌豐富，在背散射模式下出現(xiàn)了不同襯度的物相，經(jīng)過能譜分析可得圖5（a）和圖5（b）中黑色的點狀物為TiCN硬質(zhì)相，周圍的淺色區(qū)域為鋼基體，連續(xù)的深色區(qū)域為不同氧化物與基體的混合物。由圖5（c）可以看出，在ASP30合金的磨痕微觀形貌中存在大面積的板狀碎片以及表層剝離，其磨損機理為重載下的表面破碎與剝離，表現(xiàn)為硬質(zhì)合金磨球?qū)SP30合金表面的粘著磨損[19]。

如圖6所示，添加5%TiCN之后，TiCN強化粉末冶金高速鋼的磨痕深度、寬度以及磨削面積明顯小于ASP30，合金的耐磨性得到顯著提升。圖5（a）中碎片以及磨削沉積物之上出現(xiàn)較輕程度的犁溝，TiCN的存在可以提供更多的支點抵抗磨損過程，且TiCN在基體當(dāng)中的分布可有效防止合金表層的大面積剝落，從而獲得更好的耐磨性。但是，圖5（a）中的硬質(zhì)相與基體的潤濕性較差，導(dǎo)致磨削面中硬質(zhì)相/基體界面處產(chǎn)生大量微裂痕，這與前文未旋鍛試樣強韌性較差一致。微裂痕隨著磨損的繼續(xù)而不斷擴展，最終導(dǎo)致硬質(zhì)相的脫落并在磨痕表面產(chǎn)生犁溝[20]，但是較大尺寸的硬質(zhì)相對基體耐磨性起到了顯著的提升作用。相較于圖5（a）和圖5（c），圖5（b）中磨痕微觀形貌的磨削裂紋明顯減少，且磨損均勻，證明其較強的界面結(jié)合能力，但是略低的硬度導(dǎo)致其耐磨性的降低。由圖7沖擊斷口顯微形貌可以看出，隨著旋鍛變形量的增加，TiCN硬質(zhì)相顆粒破碎并均勻分布到基體當(dāng)中，圖7（a）為典型的脆性斷裂特征，而旋鍛之后轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂，斷口裂紋擴展路徑復(fù)雜，甚至出現(xiàn)少量韌窩，表現(xiàn)為較好的韌性特征。

圖5 旋鍛變形對樣品磨痕微觀形貌的影響：（a）0% 變形量 ASP30+5%TiCN；（b）56% 變形量 ASP30+5%TiCN；（c）0% 變形量 ASP30Fig.5 Effect of the swaging deformation on the abrasion microstructure of the steels: (a) ASP30+5%TiCN with 0% deformation; (b) ASP30+5%TiCN with 56% deformation; (c) ASP30 with 0%deformation

圖6 旋鍛變形對樣品磨痕界面輪廓的影響Fig.6 Effect of the rotary swaging deformation on the interface profile of the wear traces

圖7 0%（a）及56%（b）旋鍛變形量下材料沖擊斷口表面顯微形貌Fig.7 Impact fracture micrograph of the steels after 0% (a) and 56% (b) rotary swaging

3 結(jié)論

（1）旋鍛變形可改善合金顯微組織結(jié)構(gòu)，細(xì)化硬質(zhì)相顆粒并使其均勻分布在基體當(dāng)中，提高TiCN硬質(zhì)相與基體的潤濕性，并產(chǎn)生以TiCN為中心的核殼結(jié)構(gòu)。

（2）旋鍛變形量為56%時可顯著提高TiCN強化粉末冶金高速鋼的抗彎強度和沖擊韌性，但是過多的徑向旋鍛變形會導(dǎo)致碳化物產(chǎn)生鏈狀析出分布，轉(zhuǎn)而惡化其組織均勻性。另外，旋鍛變形會降低TiCN強化高速鋼熱處理后的硬度，其深入原因有待進(jìn)一步研究。

（3）TiCN的添加可顯著提高ASP30高速鋼的耐磨性，并改善其磨損輪廓。旋鍛的引入可以改善TiCN與高速鋼基體的界面結(jié)合能力，抑制磨削裂紋的產(chǎn)生。