淬火温度对添加B4C的ASP30粉末冶金高速钢组织及力学性能的影响

刘少峰，贺跃辉，张乾坤，黄晓琳，肖小华



淬火温度对添加B4C的ASP30粉末冶金高速钢组织及力学性能的影响

刘少峰，贺跃辉，张乾坤，黄晓琳，肖小华

(中南大学粉末冶金国家重点实验室，长沙410083)

采用粉末冶金方法制备添加B4C的全致密ASP30高速钢，样品在1040 ℃到1200 ℃范围内淬火，并且经过560 ℃三次回火, 研究淬火温度对其力学性能及显微组织的影响。采用扫描电子显微镜、洛氏硬度计和材料力学性能测试机研究高速钢的组织和力学性能。结果表明：添加质量分数为0.025%B4C的ASP30粉末冶金高速钢在1160 ℃下烧结2 h后会形成月牙形液相碳化物，从而获得全致密的烧结组织。随淬火温度升高，显微组织中碳化物的数量明显减少，基体中合金元素固溶含量提高，基体晶粒长大，断口形貌呈准解理断裂但断口平整度下降。随淬火温度升高，钢的硬度提高，最高值达到69 HRC。抗弯强度、断裂韧性均下降，抗弯强度最高值达4357 MPa，断裂韧性最高值为48.6 MPa/m1/2。冲击韧性先升高后下降，在1 080 ℃最高为18.85 J/cm2。

粉末冶金；高速钢；热处理；力学性能；ASP30；淬火温度

粉末冶金高速钢可避免传统铸锻高速钢中的粗大碳化物偏析，且可以容纳更高含量的合金化元素，表现出了高的韧性和耐磨性以及良好的可切削性能，从而备受工具钢行业与模具行业的关注，是高速钢研究史上一座重要的里程碑[1−2]。ASP30钢是一种含Co和V元素，并采用粉末冶金工艺制备的高合金高速钢，显微组织均匀，综合性能优异，适于制作各种切削、切割工具[3]。硼元素具有明显提高钢淬透性的能力，可以节约大量的稀有金属元素，且硼在钢中与铁形成的高硬度硼化物具有良好的热稳定性，从而在很大程度上改善了钢的力学性能[4]。硼是我国富有的元素，近年来在Mo，V和Ni等合金元素价格越来越高的情况下，硼的价格仍然保持在一个较低的水平，因此在钢中添加硼元素的相关研究越来越受关注[5−6]。在粉末冶金材料中，硼元素与某些元素(如Co)共同存在时局部会出现高硼低钴成分，其共晶点很低，从而烧结过程中可以形成微量液相，是一种烧结活化剂，可以促进粉末冶金高速钢的烧结过程，能够在更低的温度下烧结出更为致密的粉末冶金产品[7]。研究表明，含硼高速钢中会形成一种网状硼化物包覆着奥氏体晶粒的组织，这种组织的存在可以改善材料的抗腐蚀性能与力学性能[8]。含硼高速钢相对于普通高速钢在热处理淬火奥氏体化过程中，更容易形成液相，继而形成莱氏共晶，莱氏共晶会导致碳化物偏析以及出现粗大碳化物，这会使得高速钢材料的强度、韧性等使用性能以及锻、扎、拔等工艺性能大幅降低[9−10]。并且，硼元素会降低高速钢从高温冷却下来时的冷却速度，从而使得在淬火时钢中的硼有充足的时间向晶界迁移、聚集，因此含硼钢更容易出现沿原奥氏体晶界析出的网络状含硼碳化物及硼相，从而导致材料变脆[11−12]。碳化硼(B4C)具有极高的硬度和近于恒定的高温强度，是最为理想的耐磨材料[13]。研究表明，硼在铁基体中的溶解度极低但是由于其具有较好的活性，可以与材料中的其它元素发生复杂的反应，或者是与各种缺陷(位错、空位等)发生强烈的微观作用[14]。虽然B4C可以提高钢的烧结性能，但是同时会降低其强度与韧性，因此添加B4C的高速钢需通过改变热处理工艺来调节其综合力学性能。本文制备添加0.025% B4C的ASP30粉末冶金高速钢，并进行不同淬火温度的热处理，对其力学性能和显微组织进行研究。

1 实验

试验高速钢试样为ASP30高合金钢，其具体成分如表1所列。

采用粉末冶金工艺制备ASP30粉末高速钢，将配好的粉料用高能行星球磨机混匀后模压成形，然后在真空烧结炉中于1160 ℃下烧结2 h。分别烧结制备不添加B4C的ASP30与添加0.025% B4C的ASP30高 速钢。

表1 含硼高速钢的化学成分(质量分数，%)

采用860 ℃+750 ℃退火(3 h炉冷)作为预备处理，采用1040，1080，1120，1160和1200 ℃五个不同的淬火温度(10 min油冷)+560 ℃[15]三次回火(1 h空冷)的工艺对试样进行热处理，淬火加热采用的设备是硅碳棒炉，退火和回火采用的设备是电阻炉。

采用2000hrs-150电子洛氏硬度计测试试样的硬度。采用USA Instron3369材料力学性能测试机测试试样的抗弯强度和断裂韧性，抗弯强度和断裂试样的尺寸均为25 mm×5 mm×5 mm。抗弯强度试验测试跨距为14.5 mm，断裂韧性试验测试跨距为20 mm。采用落球冲击试验机测试试样的冲击韧性，冲击韧性试样的尺寸为60 mm×5 mm×5 mm，测试试验跨距为30 mm。采用FEI Quanta 250 FEG扫描电子显微镜分析试样的显微组织。采用D/max 2550全自动X射线衍射仪分析试样的相组成。

2 结果与分析

2.1 显微组织

图1所示为普通ASP30高速钢和添加0.025% B4C的ASP30高速钢在1160 ℃下烧结2 h后的SEM照片。可以明显地看出，没有添加B4C的ASP30高速钢的烧结样品中存在很多孔隙，而添加了0.025% B4C的烧结样品在相同的烧结条件下几乎完全致密。并且从图1(b)中可以看出，添加了B4C的ASP30在烧结过程中出现了许多“月牙形”碳化物，这些“月牙形”碳化物是离异共晶中位于γ相晶界的碳化物，它表明烧结过程中出现了液相，液相的出现可以促进烧结过程中样品的致密化。根据铁−硼相图以及钴−硼相图，当硼含量为17.5%和18.6%时，铁硼和钴硼的共晶点分别为 1174 ℃和1110 ℃。高的烧结致密度可以获得更优异的力学性能。粉末冶金材料在烧结过程中局部区域会出现上述成分，该区域在1160 ℃烧结时会出现液相，随着烧结的进行，成分变化，液相又会消失，从而形成瞬时液相烧结，加快物相迁移，且液相有填补孔隙的效果，从而使烧结体致密度得到提高。

图1 1160 ℃烧结样品的SEM照片

2.2 淬火温度对B4C ASP30的影响

高速钢试样热处理后的SEM照片和XRD图谱如图2所示。由图可知，其显微组织主要由片状马氏体、M6C和M2C碳化物组成，碳化物包括2种形式：一是淬火过程中未固溶的碳化物，棱角分明；二是淬火过程中固溶于基体，回火过程中二次析出的碳化物，呈球形且粒度较小。

不同淬火温度条件下高速钢试样的硬度和抗弯强度结果如图3所示，可以明显看出，含硼粉末冶金高速钢的硬度随淬火温度升高而增大，最低为66.0 HRC，在1200 ℃最高达到69 HRC。但随硬度提高，试样的抗弯强度下降，1040 ℃淬火可得到最高的抗弯强度4357 MPa，当淬火温度达到1200 ℃时，抗弯强度降低为2539 MPa。

高速钢作为一种重要的工具钢，硬度和强度是其重要的性能指标，刀具的崩刃、磨损、变形等失效方式都与其硬度强度有着密切的关系[16]。随高速钢中合金元素含量增加，其马氏体点会相应降低，导致淬火之后材料中含有大量的残余奥氏体，因此需通过多次回火使得大部分残余奥氏体转变为回火马氏体，因此经过热处理之后的高速钢中仅有少量残余奥氏体。不同淬火温度的高速钢试样淬火后的SEM照片如图4(a)~(e)所示。结果显示淬火温度较低的高速钢试样在使用5%硝酸酒精溶液腐蚀并变色后，晶界被腐蚀不明显。这可能跟奥氏体结晶程度和合金元素分布有 关[17]。

图2 热处理后含硼高速钢的SEM照片和XRD图谱

图3 不同淬火温度样品回火后的硬度和抗弯强度

淬火后基体中合金元素的质量分数与淬火温度的关系曲线如图4(f)所示，能谱分析结果显示基体中合金元素的含量随淬火温度升高而升高，从1040 ℃最低为22.7%左右，到1200 ℃最高接近28%。这表明随淬火温度升高，更多的合金碳化物固溶到Fe基体中，残余碳化物更少，基体中的碳含量更高，且在后续的多次回火过程中有大量的碳化物析出，从而可获得较高的硬度。但是高的淬火温度使更多的合金碳化物固溶到Fe基体中，提供弥散强化的碳化物也相应减少，因此其强度会降低。这在图4的SEM照片中得到了验证，随淬火温度升高，照片中碳化物的数量明显减少。另外，图4(c)~(e)显示随淬火温度升高，基体的晶粒尺寸相应长大，细晶强化作用降低，这也很好地解释了试样抗弯强度随淬火温度升高而降低的 现象。

图4 不同淬火温度热处理后试样的SEM照片和基体中合金元素固溶量与温度的关系曲线

图5所示为高速钢试样的韧性与淬火温度的关系曲线。断裂韧性随淬火温度升高而下降，最高为48.6 MPa/m1/2。当淬火温度升至1120 ℃时，下降至30.8 MPa/m1/2，当淬火温度继续升高时，断裂韧性值几乎不变，维持在30 MPa/m1/2左右。冲击韧性随淬火温度的升高而下降，但当淬火温度为1080 ℃时，冲击韧性最高为18.85 J/cm2。当淬火温度升至1200 ℃时，冲击韧性下降至最低值8.02 J/cm2。

图5 不同淬火温度热处理回火后高速钢的断裂韧性与冲击韧性

图6所示为1040 ℃与1200 ℃淬火温度下高速钢的冲击断口SEM照片。从图6(a)中可以看出，当淬火温度为1040 ℃时，断口的主要形貌为韧窝、解理面和撕裂棱，且断口较为平整，断裂方式为准解理断裂，随淬火温度升高，样品韧性降低。当淬火温度升高至1200 ℃时，图6(b)显示断口显微组织中出现更多的类解理小平面，但是河流花样较短且无支流，断口的平整度有所下降，也属于准解理断裂。铁基材料的韧性与晶粒尺寸有着很大的关系，图4(c)~(e)显示淬火温度越低，材料基体晶粒尺寸越小，相同体积中晶粒的数量越多，这使得每个晶粒中存在的缺陷减少，因此发生应力集中的几率越低，材料在断裂前能够吸收更多的能量，从而韧性更好。

图6 不同淬火温度热处理之后的试样冲击断口SEM照片

随淬火温度升高，更多的碳化物溶于基体中并在回火过程中析出，且二次析出碳化物的球形度比初生碳化物好，这对高温淬火样品的韧性有益。另外，当淬火温度较低时，部分铁素体没有完全奥氏体化，导致热处理后存在被马氏体包覆着的孤立铁素体，马氏体限制了铁素体的塑性变形，从而导致韧性降低。这是1040 ℃下淬火样品的韧性低于1080 ℃淬火样品的主要原因。因此综合碳化物形状、基体晶粒尺寸、基体碳含量及未完全奥氏体化等因素，在1080 ℃淬火的样品冲击韧性值达到最高。

3 结论

1) 硼元素可以通过形成液相促进ASP30粉末冶金高速钢的烧结过程，增加烧结样品的致密度，添加0.025% B4C的ASP30在1160 ℃烧结2 h后可以达到近全致密，烧结样品显微组织中出现许多“月牙形”碳化物。

2) 添加0.025% B4C的ASP30粉末冶金高速钢热处理后的显微组织主要由片状马氏体、M6C碳化物和M2C碳化物组成，碳化物包括2种形式：一是淬火过程中未固溶的碳化物，棱角分明；二是淬火过程中固溶于基体，回火过程中二次析出的碳化物，呈球形且粒度较小。随淬火温度升高，碳化物的数量减少，基体中固溶的合金元素含量升高，且基体晶粒尺寸变大。

3) 添加0.025% B4C的ASP30粉末冶金高速钢的硬度随淬火温度升高而提高，1200 ℃下淬火达到最高值69 HRC；强度、韧性随淬火温度升高而下降，其中抗弯强度和断裂韧性在1040 ℃淬火时达到最高，分别为4357 MPa和48.6 MPa/m1/2，断裂韧性在淬火温度高于1120℃后变化趋势不明显；冲击韧性在1080 ℃淬火时达到最高值18.85 J/cm2。在本实验淬火温度范围内，其断裂方式为准解理断裂。

[1] BADGER J. Grindability of conventionally produced and powder metallurgy high speed steel[J]. CIRP Annals- Manufacturing Technology, 2007, 56(1): 353−356.

[2] CHATTERJEE D, SUTRADHAR G, ORAON B, et al. Fuzzy rule-based prediction of hardness for sintered HSS components [J]. Materials Processing Technology, 2008, 200(1/3): 212−220.

[3] 朔风. 粉末高速钢ASP30[J]. 粉末冶金技术, 2008, 26(4): 313. SHUO Feng. Powder metallurgy high speed steel ASP30[J]. Powder Metallurgy Techonology, 2008, 26(4): 313.

[4] 宋绪丁, 符寒光, 杨军, 等. 热处理对耐磨铸造Fe-C-B合金组织及性能的影响[J]. 材料热处理学报, 2008, 28(1): 38−41.SONG Xuding, FU Hanguang, YANG Jun, et al. Effect of heat treatment on microstructure and properties of wear resistant cast Fe-C-B alloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2008, 28(1): 38−41.

[5] 何正员, 刘美红, 赵国荣, 等. 热处理对Fe-0.44C-2.95B合金组织和性能的影响[J]. 材料热处理学报, 2010, 31(12): 103− 106. HE Zhengyuan, LIU Meihong, ZHAO Guorong, et al. Effect of heat treatment on microstructure and properties of Fe-0.44C- 2.95B alloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2010, 31(12): 103−106.

[6] 符寒光, 宋绪丁, 刘海明, 等. 热处理对Fe-B-C合金显微组织和性能的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2010, 39(6): 1125− 1128.FU Hanguang, SONG Xuding, LIU Haiming, et al. Effect of heat treatment on microstructures and properties of Fe-B-C alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2010, 39(6): 1125−1128.

[7] SELECKA M, SALAK A, DANNINGER H. The effect of boron liquid phase sintering on properties of Ni-, Mo- and Cr-alloyed structural steels[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2003. 141(3): 379−384.

[8] MOLINARI A. Liquid phase sintering of a boron alloyed austenitic stainless steel[J]. Materials Science Forum, 2007, 534/536(1): 553−556.

[9] 戚正风, 王传雅. 少无莱氏体高合金工具钢[J]. 金属热处理学报, 2001, 22(1): 31−35. QI Zhengfeng, WANG Chuanya. The less or non-ledebrite high alloy tool steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2001, 22(1): 31−35.

[10] 戚正风. 新型刀具材料——少无莱氏体高速钢[J]. 工具技术, 2000, 34(7): 24−25. QI Zhengfeng. A new type of tool steel-less or non-ledebrite HSS[J]. Tool Techonology, 2000, 34(7): 24−25.

[11] 张志璞, 王秀敏. 防止和消除硼结构钢“硼脆”的途径[J]. 水利电力机械, 2002, 24(5): 44−50. ZHANG Zhipu, WANG Xiumin. The solutions to preventing and removing boron brittleness of boron structural steel[J]. Water Conservancy and Elecric Power Machinery, 2002, 24(5): 44−50.

[12] 符寒光. 含硼铸钢的研究和应用. 铸造技术[J], 2006, 27(1): 87−89. FU Hanguang. Study and application of casting steel containing boron[J]. Foundry Technology, 2006, 27(1): 87−89.

[13] LAHA K, KYONO J, KISHIMOTO S, et al. Beneficial effect of B segregation on creep cavitation in a type 347 austenitic stainless steel[J]. Scripta Materials, 2005, 52(7): 675−678.

[14] SIGL L S. Processing and mechanical properties of boron carbide sintered with TiC[J]. Journal of the European Ceramic Society, 1998(18): 1521−1529.

[15] CAO Wei, LI Bingwen, GUO Chuwen et al. Surface wear resistance properties of Ta+N implanted W18Cr4V high speed steel[J]. Mining Science and Technology (China), 2009, 19(1): 133−136.

[16] 刘佐仁. 淬火温度对高速钢力学性能的影响[J]. 钢铁, 2001, 36(7): 54−67. LIU Zuoren. Infuence of quenching temperature on mechanical properties of high speed steel[J]. Iron and Steel, 2001, 36(7): 54−67.

[17] 马凯, 杨伏良, 黄柯, 等. 淬火方式对M42高速钢组织和性能的影响[J].粉末冶金材料科学与工程, 2014, 19(2): 241−247.MA Kai, YANG Fuliang, HUANG Ke, et al. Effects of quenching methods on microstructure and properties of M42 high speed steel[J]. Material Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2014, 19(2): 241−247.

(编辑 高海燕)

Effect of quenching temperature on microstructures and mechanical properties of ASP30 added B4C powder metallurgy high speed steel

LIU Shaofeng, HE Yuehui, ZHANG Qiankun, HUANG Xiaolin, XIAO Xiaohua

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

In this work, fully dense ASP30 high speed steel (HSS) with B4C addition was prepared by powder metallurgy technology. The samples were quenched at temperatures from 1040 ℃ to 1200 ℃, and then tempered three times at 560℃. The effect of different quenching temperatures on mechanical properties and microstructures was investigated. Scanning electron microscope, rockwell apparatus and mechanical property tests were used to study the microstructure and mechanical properties of the HSS. The results show that ASP30 HSS containing 0.025% B4C is fully dense after sintered at 1160℃for 2 h, because of the formation of liquid phase. With increasing quenching temperature, the carbides content increases, the alloying element content in the matrix and the grain size of the matrix increase. In addition, the fracture surface is quasi-cleavage fracture, but the flatness decrease. Meanwhile, the hardness of HSS increases gradually with increasing quenching temperature. The maximum hardness of 69 HRC is obtained at 1200 ℃. Moreover, both bending strength and fracture toughness decrease,with the highest values of 4357 MPa and 48.6 MPa/m1/2, respectively. The highest impact toughness of 18.85 J/cm2is obtained at 1080 ℃.

powder metallurgy; high speed steel; heat treatment; mechanical properties; ASP30; quenching temperature

2015−11−20；

2016−03−13

贺跃辉，教授，博士。电话：0731-88836144；Email: yuehui@mail.csu.edu.cn