李婉琴 夏智斌 齊文濤 李 強(qiáng) 鄭天祥 鐘云波

（1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444；2.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200444）

高速鋼由于具有高硬度、高耐磨性和高耐熱性而廣泛應(yīng)用于金屬切削刀具［1］，其優(yōu)良的切削性能主要取決于回火組織中碳化物的數(shù)量、形貌及分布［2-3］。但是高速鋼中含有大量合金元素，在冶煉凝固過(guò)程中容易從液相中析出大尺寸魚骨狀、層片狀的共晶碳化物，并且這些碳化物在鍛造及后續(xù)熱處理過(guò)程中很難被破碎，以大顆粒的形式遺留在回火組織中，導(dǎo)致高速鋼性能惡化［4-6］。因此，改善共晶碳化物的尺寸、類型及分布有利于提高高速鋼刀具的使用壽命。

M2C型碳化物是M2高速鋼鑄態(tài)組織中主要的共晶碳化物，根據(jù)凝固條件的不同，主要有層片狀和短棒狀兩種形貌［7］。相關(guān)研究表明，M2C型共晶碳化物是一種亞穩(wěn)相［8-10］，在高溫下發(fā)生分解形成M6C和MC型碳化物，由于碳化物形貌的不同，高溫分解反應(yīng)的難易程度也不同。短棒狀M2C熱穩(wěn)定性低于層片狀，加熱更易分解［11-13］，可為后續(xù)熱處理提供良好的鑄態(tài)組織。目前主要是通過(guò)提高凝固時(shí)的冷卻速率獲得短棒狀共晶碳化物。如周雪峰等采用金屬模鑄［11］、連鑄［13］、消失模鑄［14］等方法，提高了鋼液在凝固過(guò)程中的冷卻速率及凝固速率，獲得了短棒狀共晶碳化物；Luo等通過(guò)添加N元素的方法［15］。提高鋼液過(guò)冷度，從而提高鋼液的凝固速率，促進(jìn)短棒狀共晶碳化物的形成。

然而，目前有關(guān)冷卻速度對(duì)高速鋼中共晶碳化物形貌演變影響的研究報(bào)道較少。因此，本文采用真空布里奇曼定向凝固技術(shù)，通過(guò)控制凝固過(guò)程中的抽拉速度，制備了以不同冷卻速率凝固的M2高速鋼，研究了M2高速鋼凝固過(guò)程中共晶組織形貌的演變及演變機(jī)制。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為鋼廠退火態(tài)M2高速鋼，其化學(xué)成分如表1所示，尺寸為φ10 mm×150 mm。將試樣置于φ10.5 mm×180 mm的空心剛玉管中進(jìn)行真空布里奇曼定向凝固試驗(yàn)。定向凝固設(shè)備采用布里奇曼爐，主要由加熱裝置、洗氣裝置、控溫裝置和淬火裝置4部分組成，如圖1（a）所示。加熱裝置采用碳管加熱，最高溫度可達(dá)1 600℃。洗氣裝置主要用于將爐內(nèi)空氣抽出并將純氬氣輸入，以確保試驗(yàn)在惰性氣體中進(jìn)行?？販匮b置采用雙鉑銠熱電偶控溫，控制精度為±1℃。淬火裝置選用Ga-In-Sn液態(tài)金屬作為冷卻介質(zhì)。

表1 M 2高速鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the M2 high speed steel（mass fraction） %

試驗(yàn)前，用真空泵將爐內(nèi)氣體抽出，當(dāng)氣壓達(dá)到-0.1 MPa時(shí)，關(guān)閉真空泵通入氬氣至氣壓為0 MPa，抽真空和洗氣反復(fù)進(jìn)行5次，以確保試驗(yàn)在無(wú)氧或低氧環(huán)境中進(jìn)行。洗氣后將試樣以30℃／min的速率加熱到1 550℃，保溫1 h。然后以設(shè)定的抽拉速度進(jìn)行定向凝固，當(dāng)凝固距離達(dá)到60 mm時(shí)，將試樣迅速拉下至Ga-In-Sn液態(tài)金屬淬火池中淬火，得到M2高速鋼鑄態(tài)組織。試驗(yàn)中固液界面的溫度梯度為55.7℃／cm，抽拉速度設(shè)定為20、100、300、500、10 000μm／s，根據(jù)凝固時(shí)的溫度梯度及抽拉速度，可以計(jì)算出不同抽拉速度下定向凝固的冷卻速率，結(jié)果如表2所示。

表2 不同拉速下定向凝固的冷卻速率Table 2 Cooling rates of directional solidification under different pulling speeds

定向凝固試樣主要由淬火區(qū)、糊狀區(qū)及定向凝固區(qū)3個(gè)區(qū)域組成，如圖1（b）所示，并按圖中所示位置切取金相試樣。用5 ml HF+100 ml H2O2混合試劑對(duì)試樣進(jìn)行深腐蝕，然后采用TESCANVEGA3 SBH掃描電子顯微鏡（SEM）和EDAX Hikari XP能譜儀（EDS）觀察并分析共晶碳化物的形貌和成分。通過(guò)Bruker D8 Advance X射線衍射儀（XRD）研究鑄錠的物相組成。用FEIHelios600i雙束聚焦離子束（FIB）制備透射電鏡試樣，并用JEM-2010F透射電子顯微鏡（TEM）觀察共晶碳化物的微觀結(jié)構(gòu)。

圖1 定向凝固設(shè)備及試樣示意圖Fig.1 Schematic diagrams of directional solidification equipment and sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 定向凝固組織

圖2是不同抽拉速度下M2高速鋼的定向凝固組織，其中灰色部分為α-Fe基體，白色部分為共晶組織。當(dāng)抽拉速度較慢（20～100μm／s）時(shí)，奧氏體枝晶的生長(zhǎng)方向與凝固溫度梯度方向一致，為典型的迎流生長(zhǎng)；增大抽拉速度（300～500 μm／s），奧氏體枝晶的生長(zhǎng)方向產(chǎn)生徑向偏斜；當(dāng)抽拉速度繼續(xù)增大至10 000μm／s時(shí)，枝晶生長(zhǎng)方向紊亂，為體凝固生長(zhǎng)。這說(shuō)明在快速抽拉下鑄錠的徑向散熱逐漸增強(qiáng)，軸向溫度梯度引起的迎流生長(zhǎng)逐漸減弱。在定向凝固過(guò)程中，不同的抽拉速度對(duì)應(yīng)不同的冷卻速度。大量研究表明［16-18］，隨著冷卻速率的增加，相變形核的過(guò)冷度隨之增加。而過(guò)冷度的增加會(huì)使臨界形核半徑減小，從而使析出相的形核率增大。從圖2可以看出，隨著抽拉速度的增加，共晶碳化物白色區(qū)域的面積明顯增加，因此可以推測(cè)，合理地增加抽拉速度能夠促進(jìn)共晶碳化物的析出。

不同抽拉速度下M2高速鋼中共晶碳化物的SEM形貌如圖3所示。從圖3中可看出，隨著抽拉速度的增加，共晶碳化物的形貌發(fā)生了明顯的變化。當(dāng)抽拉速度較慢（20～100μm／s）時(shí)，共晶碳化物形貌為平直層片狀。當(dāng)抽拉速度增加到300μm／s時(shí)，共晶碳化物形貌轉(zhuǎn)變?yōu)槠街睂悠c彎曲層片的混合。當(dāng)抽拉速度達(dá)到500μm／s時(shí)，又轉(zhuǎn)變?yōu)閺澢鷮悠c短棒狀混合的形貌。繼續(xù)增加抽拉速度至10 000μm／s，共晶碳化物形貌基本為彎曲的短棒狀。這說(shuō)明增加抽拉速度能夠促進(jìn)共晶碳化物由層片狀向短棒狀轉(zhuǎn)變，當(dāng)抽拉速度低于500μm／s時(shí)，共晶碳化物為粗大的層片狀。當(dāng)抽拉速度遠(yuǎn)大于500μm／s時(shí)，共晶碳化物形貌穩(wěn)定為短棒狀。當(dāng)抽拉速度為500μm／s時(shí)，共晶碳化物形貌為兩者的混合。

圖2 M2高速鋼以不同抽拉速度凝固的組織Fig.2 Microstructures of the M2 high speed steels solidified at different pulling speeds

圖3 不同抽拉速度下M2高速鋼中共晶碳化物形貌Fig.3 Morphologies of eutectic carbides in the M2 high speed steel solidified at different pulling speeds

不同抽拉速度下M2高速鋼中共晶碳化物的層片厚度（或短棒直徑）及層片間距（或短棒間距）的統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖4所示。隨著抽拉速度的增加，共晶碳化物的層片厚度及層片間距顯著減小。當(dāng)抽拉速度為20μm／s時(shí)，層片厚度為0.5～1.5μm，層片間距為2.5μm左右；當(dāng)抽拉速度為100μm／s時(shí)，共晶層片厚度為0.5～1 μm，層片間距為2μm左右；當(dāng)抽拉速度為300 μm／s時(shí)，層片厚度進(jìn)一步減小至0.5μm左右，層片間距為1μm左右；當(dāng)抽拉速度增大至500 μm／s時(shí)，短棒狀共晶碳化物的直徑約為0.2 μm，短棒間距約為0.5μm。這與凝固理論中共晶層片間距與凝固速度成反比的規(guī)律一致。大量研究表明［11-13］，共晶碳化物形貌的變化是由成分變化引起的，因此有必要對(duì)不同形貌共晶碳化物的成分進(jìn)行分析。

圖4 共晶碳化物的層片厚度及間距與抽拉速度之間的關(guān)系Fig.4 Variation of the thickness and spacing of eutectic lamellae with pulling speed

2.2 共晶碳化物成分

選取抽拉速度為20及10 000μm／s的凝固試樣（圖3（a、e）），對(duì)組織中的共晶碳化物進(jìn)行EDS能譜分析，其元素分布結(jié)果如圖5所示。可見(jiàn)兩種形貌的共晶碳化物均含有 Fe、C、W、Mo、V、Cr等元素，元素種類大體相同，但含量存在差異。

圖5 不同抽拉速度下M2高速鋼中共晶碳化物的元素面分布Fig.5 Elementalmaps of eutectic carbide in the M2 high speed steel solidified at different pulling speeds

不同抽拉速度下M2高速鋼中共晶碳化物的元素含量統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖6所示?？梢钥闯?，隨著冷卻速度的增加，碳化物中Fe元素含量增加，而W、Mo、V元素含量有下降趨勢(shì)，Cr元素含量變化不明顯。這說(shuō)明隨著抽拉速度的增加，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變時(shí)液態(tài)金屬中W、Mo、V元素含量降低。大量研究表明［19-21］，凝固時(shí)合金元素含量的降低，尤其是V含量的降低，能夠促進(jìn)短棒狀共晶碳化物的形成，這與本文結(jié)論一致。并且發(fā)現(xiàn)，當(dāng)V的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為11.3%時(shí)，共晶碳化物的形貌仍以層片狀為主，而當(dāng)V的質(zhì)量分?jǐn)?shù)下降至9.83%時(shí)，共晶碳化物形貌以短棒狀為主。

2.3 TEM分析

層片狀和短棒狀共晶碳化物的TEM形貌及其衍射斑點(diǎn)如圖7所示。可見(jiàn)兩者均為密排六方結(jié)構(gòu)，即M2C型共晶碳化物。因此，抽拉速度的增加僅改變共晶碳化物的化學(xué)成分而不會(huì)改變其結(jié)構(gòu)，共晶碳化物形貌的變化主要是由其成分變化引起的。

圖6 不同抽拉速度下M2高速鋼中共晶碳化物中合金元素含量的變化Fig.6 Variation of alloy element contents in eutectic carbides in the M2 high speed steel solidified at different pulling speed

2.4 XRD分析

對(duì)不同抽拉速度下的M2高速鋼進(jìn)行XRD分析，結(jié)果如圖8所示。隨著抽拉速度從20μm／s增加至10 000μm／s，馬氏體（110）面所對(duì)應(yīng)的衍射峰右移，由43.90°變?yōu)?4.02°。根據(jù)布拉格方程nλ＝2d sinθ，當(dāng)衍射角θ增大時(shí)，衍射角所對(duì)應(yīng)晶面的晶面間距減小。計(jì)算不同抽拉速度下馬氏體（110）晶面間距，結(jié)果如表3所示，隨著抽拉速度從 20μm／s增加到 10 000μm／s，晶面間距從2.060 7?減小至2.055 3?。溶質(zhì)原子的固溶會(huì)引起晶體晶面間距的變化［22］，從PDF卡片中查到Fe、C、W、Mo、V、Cr的原子半徑分別為 0.1241、0.086、0.141、0.140、0.135、0.127 nm，這說(shuō)明 W、Mo、V、Cr在Fe基體中的置換固溶，以及C在Fe基體中的間隙固溶都會(huì)使α-Fe的晶面間距增大，即衍射峰向左偏析。從圖8可見(jiàn)，增加抽拉速度使得α-Fe的衍射峰向右偏移，這可能是由于鐵基體中合金元素的固溶量減少所致。

圖7 共晶碳化物的TEM形貌及SAED花樣Fig.7 TEM micrographs and SAED patterns of eutectic carbides

圖8 不同抽拉速度下M2高速鋼的XRD譜Fig.8 XRD patterns of the M2 high speed steel solidified at different pulling speeds

表3 不同抽拉速度下M 2高速鋼中馬氏體（110）晶面間距Table 3 Spacing ofmartensite（110）planes in the M2 high speed steel solidified at different pulling speeds

2.5 共晶碳化物形貌轉(zhuǎn)變的機(jī)制

M2高速鋼從液相到固相會(huì)經(jīng)過(guò)勻晶轉(zhuǎn)變、包晶轉(zhuǎn)變和共晶轉(zhuǎn)變［7，23］。包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束后的凝固體系主要由包晶轉(zhuǎn)變產(chǎn)物奧氏體以及剩余液相組成，因此圖2中灰色基體組織是由奧氏體淬火轉(zhuǎn)變的馬氏體，而白色組織是剩余液相的共晶轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。包晶轉(zhuǎn)變時(shí)溶質(zhì)在固相和液相中的分配決定了奧氏體及共晶碳化物的最終成分及兩相含量。

在定向凝固過(guò)程中隨著抽拉速度的增加，試樣的冷卻速度增大，過(guò)冷度也隨之增大。根據(jù)經(jīng)典形核理論，非均質(zhì)形核的形核功為：

式中：r為形核半徑；ΔGV為反應(yīng)過(guò)程的體積自由能變化；σ為比表面能；θ是晶核和型壁的接觸角，為一定值；Lm是相變潛熱；ΔT為過(guò)冷度；Tm為熔點(diǎn)。當(dāng)過(guò)冷度增大時(shí)，ΔGV降低，Δ也隨之降低。將方程（1）對(duì)r求導(dǎo)，可以獲得臨界形核半徑r*為：

可見(jiàn)，過(guò)冷度ΔT越大，r*越小，即增加過(guò)冷度有利于促進(jìn)奧氏體枝晶的形核。因此，隨著抽拉速度的增加，奧氏體枝晶細(xì)化（見(jiàn)圖2）。

在奧氏體的形核-長(zhǎng)大過(guò)程中，由于具有一定的冷卻速度，所以結(jié)晶過(guò)程會(huì)偏離平衡凝固時(shí)的相圖，并且冷速越快，偏離程度越大。這是因?yàn)樵诎мD(zhuǎn)變初期，從鐵素體與液相界面析出的奧氏體成分為γ1，而與之相鄰的液相中合金成分為L(zhǎng)1。隨著溫度的下降，合金元素在先析出的γ1中擴(kuò)散不充分，因此繼續(xù)長(zhǎng)大的奧氏體中合金成分為γ′2，略低于 γ2，而此時(shí)液相中的合金成分為L(zhǎng)′2。隨著凝固的進(jìn)行，在達(dá)到共晶轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，奧氏體中的合金成分為γ′4，液相中合金成分為L(zhǎng)′4，均低于平衡凝固時(shí)奧氏體及液相中的合金成分。冷速進(jìn)一步增大，兩相中的合金元素含量進(jìn)一步降低，如圖9所示。根據(jù)杠桿原理，共晶轉(zhuǎn)變時(shí)奧氏體的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 ω（γ）＝l2／（l1+l2）。當(dāng)冷速增加時(shí)，共晶轉(zhuǎn)變前的l2減小，l1增大，奧氏體的質(zhì)量分?jǐn)?shù)轉(zhuǎn)變?yōu)?ω（γ′）＝l′2／（l′1+l′2）。所以，隨著冷卻速度的增加，定向凝固組織中奧氏體含量減少，而發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變的液相含量增加，共晶碳化物的含量增加。

M2高速鋼定向凝固組織中共晶碳化物的形貌隨著抽拉速度（冷卻速度）的增加，發(fā)生了從層片狀向短棒狀的轉(zhuǎn)變。這是因?yàn)殡S著抽拉速度的增加，最終發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變的液相中合金元素含量下降，其中V元素含量的變化對(duì)共晶碳化物形貌的影響最大。研究表明［19-21］，V含量的變化能改變M2高速鋼中共晶碳化物的形貌，V含量的增加有利于促進(jìn)層片狀共晶碳化物的析出，而V含量的降低則有利于短棒狀共晶碳化物的析出，這與本文的分析結(jié)果一致。

圖9 非平衡凝固時(shí)兩相成分變化示意圖Fig.9 Schematic diagram of variation of the twophase composition during nonequilibrium solidification

3 結(jié)論

（1）采用真空布里奇曼定向凝固法能有效控制M2高速鋼凝固過(guò)程中共晶碳化物的形貌。通過(guò)改變抽拉速度可以精確控制凝固過(guò)程的冷卻速度。

（2）增大抽拉速度可促進(jìn)共晶碳化物由層片狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?。?dāng)抽拉速度低于500μm／s時(shí)，共晶碳化物為粗大層片狀。當(dāng)抽拉速度遠(yuǎn)大于500μm／s時(shí)，共晶碳化物形貌穩(wěn)定為短棒狀。當(dāng)抽拉速度為500μm／s時(shí)，共晶碳化物形貌為兩者的混合。

（3）隨著抽拉速度的增加，凝固過(guò)程中的過(guò)冷度增大，導(dǎo)致基體和共晶碳化物中合金元素的含量同時(shí)降低，馬氏體含量減少，共晶碳化物含量增加。

（4）在M2高速鋼的定向凝固過(guò)程中，其共晶碳化物的形貌變化主要是由于不同抽拉速度引起的共晶碳化物成分的改變所導(dǎo)致。抽拉速度的增加導(dǎo)致共晶碳化物中強(qiáng)碳化物形成元素（W、Mo、V）的含量降低，當(dāng)V的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低到9.83%時(shí)共晶碳化物的形貌主要為短棒狀。