淬火溫度對高速鋼微觀組織和力學性能的影響研究

＊秦選 白萍 陳坤勇

（昆明云內動力股份有限公司 云南 650217）

傳統高速鋼中含有大量的W、Mo、Cr和V等合金元素，會生成M6C、M2C、M23C6、M7C3等類型的碳化物，使高速鋼的紅硬性和耐磨性獲得較大提升，因而被廣泛用于切削加工和模具制造等領域[1-2]。然而，高速鋼在其使用過程中也會產生諸如碳化物形狀粗大、分布不均勻和析出相難以控制等問題，致使高速鋼的綜合力學性能下降[3]。因此，改善高速鋼中碳化物的形狀、分布和析出過程，是提升高速鋼綜合力學性能的有效途徑。

為了實現上述目標，科研工作者進行了大量的研究。其中，調控熱處理工藝參數可以改善高速鋼中碳化物析出動力學過程，從而提升其綜合力學性能[4]。例如，李亮軍等[5]研究了熱處理工藝對M2高速鋼組織和性能的影響，研究結果表明淬火溫度能夠改變基體中殘余奧氏體和馬氏體的相對含量，進而改善M2高速鋼的力學性能。Leskov?ek等[6]采用真空熱處理工藝，改善了M2高速鋼的力學性能，使其壽命提高了15%～20%。梁文瑞等[7]研究了深冷處理工藝對AHPT15粉末冶金高速鋼組織及性能的影響，并確定了最佳的深冷處理工藝。上述研究表明，淬火溫度能顯著影響高速鋼的微觀組織，進而改變高速鋼的力學性能。

基于上述分析，本文采用中頻感應熔煉爐制備了高速鋼試樣，采用金相顯微鏡、X射線衍射（XRD）研究了不同淬火溫度（900℃、950℃、1000℃和1050℃）對試樣微觀組織和物相組成的影響；利用擺錘式沖擊試驗機和顯微硬度計研究了淬火后高速鋼的沖擊韌性和顯微硬度。在此基礎上，采用JmatPro軟件研究了淬火過程中的馬氏體相變溫度變化并分析了碳化物的析出動力學過程。

1.試樣制備及測試方法

本文使用50kg中頻感應熔煉爐（LSZ-110，藍碩）進行試樣制備。為了避免原材料中活性元素在高溫下形成硅酸鹽夾雜物，選擇堿性爐并使用Mg砂作為襯料。為了符合實際澆注過程，試樣制備使用的爐料均為工業原料，并根據原料回收率計算加料計量。在熔煉過程中，利用直讀光譜儀（Q4 POLO，Bruker）實時監測熔液成分變化情況，確保試樣符合表1所示成分。隨后，將鋼水升溫至1550℃后澆注基爾試塊，澆注溫度為1450℃。奧氏體化處理過程中，將基爾試塊分別加熱至900℃、950℃、1000℃和1050℃，然后進行水淬冷卻。

表1 試驗合金的化學成分（質量分數，%）

本文中采用光學金相顯微鏡（Nikon MA200）觀察高速鋼的顯微組織及析出相，金相腐蝕采用Murakami溶液（3g K3Fe(CN)6+10g NaOH+100ml H2O）。采用X射線衍射儀（XRD，Bruker D8 Advance）分析不同淬火溫度下試樣的物相組成，具體參數如下：靶材為Cu Kα，掃描速度1°/min，掃描范圍為10°～100°，步長為0.02°。利用擺錘式沖擊試驗機（JB30A型）分析標準試樣的沖擊韌性，并用顯微硬度計（HV-1000型）測試試樣基體和析出相區域的顯微硬度，使用HR-150A洛氏硬度計測試試樣的表面硬度（HRC），測試結果取三次平均值。

為了進一步分析淬火溫度對高速鋼析出動力學過程和力學性能的影響，本文采用JmatPro熱力學模擬軟件計算不同淬火溫度（900℃、950℃、1000℃和1050℃）下的試樣的馬氏體轉變溫度。在此基礎上，計算時間-溫度-性能曲線（TTP），分析碳化物在基體和界面的析出時間和析出溫度，從而解釋淬火溫度對硬度的影響規律。

2.結果與討論

(1)淬火溫度對合金微觀組織的影響

不同淬火溫度下的試樣微觀組織如圖1所示。其中白色區域為基體，淡黃色區域為析出相。可以發現，隨著淬火溫度的上升，連續網狀析出相結構逐漸斷裂。呈斷裂分布的硬質相，一方面，可以降低其對基體的割裂作用，改善合金的沖擊韌性；另一方面，較高的溫度將促進合金元素固溶于基體中，從而降低馬氏體起始轉變溫度，增加馬氏體轉變量，并改變試樣的綜合力學性能[8]。

圖1 高速鋼淬火態的顯微組織

分析高速鋼淬火后的物相組成，如圖2所示。經過淬火處理后，高速鋼的基體組織主要為馬氏體和殘余奧氏體，合金中的硬質相為M6C、M2C和MC等。不同淬火溫度下的硬質相類型均保持一致，但是其衍射峰的強度和半高寬尺寸有所下降，說明淬火溫度的提升會抑制碳化物的析出，使合金以固溶的形式存在于晶體內部。同時，合金中殘余奧氏體的數量逐漸增加，這是由于溫度是影響碳化物硬質相熔斷反應、合金元素擴散和奧氏體穩定性的重要因素，即隨著淬火溫度的升高，硬質相的熔斷反應增加，促進了合金中殘余奧氏體的形成[9]。

圖2 高速鋼淬火態的物相組成分析

為了明確不同淬火溫度后的微觀組織對力學性能的影響，本文測試了試樣基體及析出相的顯微硬度如圖3。結果顯示，當淬火溫度為1000℃時，基體硬度達到最大值為769.76HV，較淬火溫度為900℃的硬度提高了13.23%。這是因為當淬火溫度低于1000℃時，合金元素在高溫奧氏體中的溶解量較少，導致淬火后基體組織中的馬氏體含量偏低，因而基體的硬度較低。隨著淬火溫度的進一步升高，完全奧氏體化過程中有大量微量合金元素熔于熔體中，起到了穩定奧氏體的作用，從而降低了馬氏體化轉變溫度。

圖3 淬火溫度對高速鋼基體和硬質相硬度的影響

進一步研究不同淬火溫度對高速鋼硬度和沖擊韌性的影響，如圖4所示。合金的宏觀硬度在淬火溫度為1000℃時達到最大值為73.08HRC，較鑄態硬度提高了約14.04%。當淬火溫度為1050℃時，合金的沖擊吸收能量達到最大為14.85J/cm2，較鑄態提高了約127.69%，而宏觀硬度略有下降，這是由于合金元素固溶導致殘余奧氏體的數量增加，從而改善合金的沖擊韌性[10]。

圖4 淬火溫度對高速鋼硬度和沖擊韌性的影響

為了明確淬火溫度對試樣熱動力學過程的影響，本文采用JmatPro熱力學模擬軟件研究了不同淬火溫度下高速鋼相轉變過程，其馬氏體轉變溫度如圖5所示。隨著淬火溫度的提升，馬氏體轉變過程中的起始溫度、應力誘發馬氏體轉變溫度和馬氏體轉變終了溫度均明顯下降，當淬火溫度達到1050℃時，馬氏體轉變起始溫度、應力誘發馬氏體轉變溫度和馬氏體轉變終了溫度均達到最小值，分別為224.5℃、185.6℃和95.5℃。較低的馬氏體轉變溫度暗示高速鋼中馬氏體含量的增加，且致使部分奧氏體以殘余奧氏體的形式滯留于基體中，從而提高材料的硬度和強度。值得注意的是，馬氏體轉變溫度范圍也隨淬火溫度的上升而增大（分別為120.8℃、123.1℃、125.7℃和129℃）。前人研究表明，更寬的馬氏體轉變溫度范圍可以提供更大的彈性變形區間，使高速鋼塑韌性增強。

圖5 馬氏體組織的相轉變溫度（Ms、Md和Mf分別代表馬氏體轉變起始溫度、應力誘發馬氏體轉變溫度和馬氏體轉變終了溫度）

此外，為了厘清碳化物的析出動力學過程，本文計算了不同淬火溫度下的時間-溫度-性能曲線（TTP曲線），結果如圖6所示。圖中不同淬火溫度下的碳化物析出過程均分為晶界析出和晶內析出，且碳化物優先向晶體內部析出。隨著淬火溫度的上升，晶界和晶內析出曲線均左移，即析出時間縮短。具體而言，淬火溫度為1050℃下的碳化物析出時間數量級較900℃下的碳化物析出時間小兩個數量級，碳化物快速析出后可以加速硬質相的熔斷反應，促進硬質相中的合金元素溶入高溫奧氏體。進一步比較碳化物的析出峰值溫度如表2所示，淬火溫度為1050℃的高速鋼的碳化物晶界和晶內析出峰值溫度均達到四組樣品的最大值，說明在高溫下，碳化物相對于其他相（如奧氏體相）更不容易分解或溶解，從而能夠保持較高的含量和穩定性。更多的碳化物析出，可以有效提高材料的硬度和強度，增強其抗變形和抗磨損性能。值得注意的是，過高的峰值溫度可能導致脆性增加，降低材料的韌性和可塑性，這可能是圖4中當淬火溫度為1050℃時，合金試樣韌性和硬度發生變化的原因。

圖6 碳化物的時間-溫度-性能曲線（TTP曲線）

表2 高速鋼的碳化物析出峰值溫度比較

3.結論

（1）淬火處理后，試樣微觀組織主要為馬氏體組織和殘余奧氏體組織，硬質相為M6C、M2C和MC，析出數量隨淬火溫度的升高而降低。（2）經過淬火處理后，淬火組織中的碳化物硬質相呈斷裂趨勢，高速鋼淬火態硬度和沖擊性能均較鑄態獲得了明顯提高，當淬火溫度為1000℃時，合金的宏觀硬度達到最大值為73.08HRC，較鑄態硬度提高了約14.04%。（3）Jmat-Pro模擬結果顯示高的淬火溫度可以降低馬氏體轉變溫度，并促進碳化物的析出，增強其抗變形和抗磨損性能。