低碳Fe-W(Mo)-Co(Ni)合金研究(C)

楊永富,李大旭

(1.無錫職業技術學院工業中心,江蘇 無錫 214121;2.北京北方車輛集團有限公司,北京 100027)

低碳Fe-W(Mo)-Co(Ni)合金研究(C)

楊永富,李大旭

(1.無錫職業技術學院工業中心,江蘇 無錫 214121;2.北京北方車輛集團有限公司,北京 100027)

在“低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(A)和(B)”的基礎上研究了該合金的硬化特性及硬化機理。本系合金具有顯著的時效硬化特性:在550℃進行時效處理5～10m in,硬度就將上升20～30 HRC。時效曲線上出現的二次硬化暗示在時效時有兩種硬化機制在起作用。實驗表明,在時效過程中Co-N i合金發生馬氏體向奧氏體的逆轉變,而高鈷合金則未發現這種情況。

硬化特性;硬化機理;二次硬化;逆轉奧氏體

在“低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(A)、(B)”中,分別分別對低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金的力學性能、組織特征進行了研究。本文將低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金的時效硬化特性及時效硬化機理進行分析討論。

1 實驗結果與分析

1.1 時效硬化特性

低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金與普通高速鋼相比,具有時效硬化顯著,過時效軟化緩慢,且時效一開始就迅速硬化的特點。圖1是1#、7#、9#試樣于不同溫度加熱2 h的時效硬化曲線。其中7#在高溫時為單相鐵素體,而其余兩爐高溫時為奧氏體和金屬間化合物。7#淬火為鐵素體的目的是為了了解鐵素體與馬氏體時效硬化的差異,從而了解相變對時效硬化的影響。具有馬氏體組織的試樣在400℃以下時效時硬度上升緩慢,時效溫度超過400℃時硬度急劇上升,于550～600℃達到峰值;而鐵素體基體時效溫度在500℃以下硬度上升緩慢,超過600℃時硬度才急劇上升,峰值在650℃左右。在峰值硬度之后相比較可以看出,鐵素體基體的硬度下降要緩慢的多,表明鐵素體具有更強的抗軟化能力。

從圖1還可以看出金屬元素對時效硬化的影響。隨著含Co量的提高,峰值硬度也提高;而用N i代替部分Co后峰值硬度下降,這可以從1#與9#試樣的比較中看出,它們的成分差別僅在于Co、N i量不同。隨著用N i代替部分Co后,在低溫區低Co含量比高Co含量合金硬化迅速。圖2、3、4分別是6#、7#、9#試樣等溫時效曲線。從圖2可以清楚地看出,用N i、Co合金化的時效合金硬化非常迅速。所謂行核孕育期實際上是不存在的。

圖1 Fe-W(M o)-Co(N i)合金時效曲線(時效2H)Fig.1 L im itation cu rvew ith A lloy of Fe-W(M o)-Co(N i)(L im itation 2H)

圖2 6#樣品時效硬化曲線Fig.2 A ge-hardening cu rves of no.6 sam p le of no.6 sam p lew ith 550 degree

圖3是鐵素體基體的硬化曲線。在低溫時硬化特別緩慢,但隨著溫度的提高,硬化變得迅速。圖4是高Co合金的時效曲線,與N i-Co合金相比,低溫時硬化較緩慢,隨著溫度提高硬化變得迅速。從時效曲線可以看出,不論是馬氏體還是鐵素體,也不論是高Co合金的還是Co-N i合金,均表現出明顯的二次硬化現象。這暗示有兩種硬化機制在起作用。從圖上可以看出,低碳Fe-W(M o)-Co (N i)合金的特點:低溫時效時用104m in仍不能達到峰值硬度,時效溫度上升,到達峰值硬度的時間縮短。N i-Co合金630℃僅10m in就已進入過時效,但過時效后硬度下降是極其緩慢的。

圖3 7#樣品時效硬化曲線Fig.3 A ge-hardening cu rves of no.7 sam p le to Fe-W-Co alloy

圖4 9#樣品時效硬化曲線Fig.4 A ge-hardening curves of no.9 sam p le

圖5 6#樣品時效2H逆轉奧氏體量Fig.5 L im itation cu rve of no.6 sam p le w ith vo lum e of 2H reversed austenite

1.2 時效過程中的馬氏體→奧氏體逆轉變

在時效時發生M→A的逆轉變,導致硬度、紅硬性、高溫硬度的下降,這對工具材料的性能是十分有害的。

本試驗殘留奧氏體測定結果表明。高Co微N i合金9#在各個溫度下,無論短時間還是長時間時效,均未發現奧氏體。而用N i合金化的6#卻出現了奧氏體,不過它的逆轉變量與18N i馬氏體時效鋼相比要少得多,且出現的溫度也要高。圖5是6#試樣于不同溫度下回火2 h后的逆轉奧氏體量的變化。可見奧氏體逆轉變量在650℃以下隨著溫度的提高而增加,于650℃附近達到峰值,越過650℃時,隨著溫度的繼續提高而再次發生逆轉變,奧氏體量減少。圖6是6#試樣于550℃不同時間時效時的逆轉變量,從圖中可見在一定溫度下時效時逆轉奧氏體量隨時間延長而增多。

在馬氏體時效鋼中發生逆轉變被認為由于微區域內N i量富集,從而降低了微區域的相變點所致。

圖6 6#樣品550℃時效時逆轉奧氏體量Fig.6 V o lum e of reversed austenite

圖7 Fe-W-Co合金中加入N i對A s點的影響Fig.7 The im pac t cu rves to A s by add ing N i

在高Co無N i或微N i合金系中,根據25%Co垂直截面圖可知,α→γ相變溫度很高,一般在900℃附近。這樣的合金系淬火之后,發生馬氏體相變。從Fe-Co相圖可知,Co含量達60%以上才發生相變點的急劇下降。因而在相變點以下時效時,即使發生Co量富集,但由于合金系Co量所限,故很少有微區域的相變點降到時效溫度以下,因而在高Co無N i系統中時效時沒有出現逆轉奧氏體,而只發生M→α′+ε轉變。當合金系統用N i合金化時,由于N i強烈降低相變點,隨著N i量增多(圖7)相變點下降,以致在較低溫度出現γ+ε+α的平衡組織。這樣在Co-N i系統中,由于N i量在時效時產生富集,致使此區域在時效溫度范圍,出現平衡的γ+α+ε相。由于N i又強烈地降低馬氏體轉變點,因而使微區域出現的奧氏體又具有很高的穩定性。總之,逆轉變是由于加入N i以及時效時N i富集所致。

在一定溫度時效時,逆轉變量隨著時效時間的延長而增多,隨著溫度的上升而增多。但圖5表明超過650℃后逆轉變量反而減少,這是因為隨著溫度超過某一數值后,雖然高溫奧氏體量增多,但由于其中N i含量下降,因而使M轉變點上升,從而冷卻時重新發生γ→M轉變的緣故。

1.3 時效硬化過程討論

低碳的Fe-W(M o)-Co(N i)合金具有驚人的時效硬化能力。在550℃以上僅需加熱5～10m in,硬度就會提高20～30 HRC。如此迅速的硬度上升,說明形核孕育期是不存在的。7#試樣于1 270℃淬火后于650℃時效15m in硬度從35HRC上升到61HRC。這表明本合金系時效初期的析出物是與基體共格的并具有b.c.c.(或b.c.t.)的亞穩相。

Flo reen在Fe-N i-M o-Co馬氏體時效鋼的研究中指出,在馬氏體時效鋼中添加W有助于產生規則化。矢島悅次郎等根據Fe-W-Co-V系時效硬化迅速推定在這樣的合金系中存在溶解度間隙,因而在時效初期發生Sp inodal分解,產生富W與貧W的調幅結構。在時效過程中這樣的富W區漸變為與基體共格的亞穩相η′,而在貧W區出現FeCo、Fe3Co超結構。這種微細周期的調幅結構位錯運動有著強烈的阻礙作用,因而強烈的硬化。隨著時效的進行,富W(M o)亞穩相生長,這樣與基體的共格應力增大,產生進一步硬化。隨著析出相生長,共格趨于破壞,因而發生軟化。在共格趨于破壞的同時,在位錯線上平衡相開始大量析出。一般說來,這樣的析出同時伴隨富W亞穩相的溶解。平衡相的析出強烈阻礙位錯運動,因而發生進一次強化。這樣的強化彌補部分共格破壞產生的軟化,因而在時效曲線上表現出二次硬化。本系列研究B中的照片顯示:本合金系淬火組織為具有高位錯密度的板條馬氏體。時效初期產生調幅分解,調幅周期約為15 nm左右,隨著時效進行,位錯線上析出彌散的金屬間化合物。從照片上估計9#的析出相尺寸約為3～10 nm,而且金屬間化合物有極強的抗聚集能力,從而造成低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金在過時效下軟化是極其緩慢的,這也是低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金的熱穩定性遠遠超過普通碳化物強化高速鋼的一個原因。

高溫淬火后的樣品用膨脹儀測定相變點時發現,在450℃附近出現異常的體積膨脹,在650℃附近出現異常的體積收縮,而經低溫淬火或退火,這樣的異常的體積變化不復存在。矢島悅次郎認為,450℃附近出現的體積異常膨脹不是殘留奧氏體分解造成的,而是規則化的結果。試驗表明,奧氏體淬火后完全變成馬氏體,低碳Fe-W(M o)-Co (N i)合金在時效一開始發生調幅分解。因而450℃體積脹大是由于規則化的結果。圖5所示,在650℃附近奧氏體的逆轉變傾向最強,這與650℃附近出現體積異常收縮恰好一致,即體積收縮與奧氏體的逆轉變有關。試驗還表明,退火或低溫淬火試樣不存在這樣的體積收縮,這更進一步證明,這樣的體積收縮與馬氏體向奧氏體逆轉變有關。

通過淬火或冷加工產生的晶體缺陷對時效過程有著很大的影響。從圖3與圖2、圖4相對照可得出。位錯、空位等晶體缺陷有利地促進時效硬化。7#在高溫為鐵素體,由于沒有發生相變,在低溫時效時硬化顯得較緩慢。位錯、空位、晶界、亞晶界等晶體缺陷提供行核表面,承擔析出相與基體的不吻合,從而降低了平衡相析出的形核位壘,因而促進時效析出。同時晶體缺陷也降低過渡相與區形成時的原子擴散位壘。

在過時效下,7#表現出高的抗軟化能力又是由于缺少這些晶體缺陷的緣故。位錯、空位的存在給原子擴散提供了捷徑。原子在位錯“管”的擴散要比基體快得多。空位的存在有利于“接力賽”式的原子跳動。這些都加快了原子的擴散速度,因而造成各爐較7#低的抗軟化能力。

[1] 楊永富.低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(A).無錫職業技術學院學報2007,6(2):39-41.

[2] 楊永富.李大旭.低碳Fe-W(M o)-Co(N i)合金研究(B).無錫職業技術學院學報2009,8(2):72-74.

[3] Foreen S,D ecker R F.Heat treatm en t of 18%N im araging steels[J].Trans ASM,1962(55):518.

[4] 矢島悅次郎,官崎亨,伊藤倬雄,等.Fe-W-Co系析出硬化鋼の時效硬化につぃこ、[J].日本金屬學會,1971(35):331.

[5] 趙步清.淺談高速鋼刀具的硬度問題[J].金屬熱處理,1998(7):44-45.

Study on Low-Ca rbon Fe-W(M o)-Co(N i)A lloys(C)

YANG Yong-fu,L ID a-xu
(1.Industry Cen ter,W ux i Institu te of Techno logy,W ux i 214121,China;
2.B eijing N o rth V ehic le G roup Co rpo ration,B eijing 100027,China)

The paper researched hardening charac teristics and m echanism of low carbon Fe-W(M o)-Co (N i)alloy on the basis of‘Study on L ow-Carbon Fe-W(M o)-Co(N i)alloy(A)and(B)’.The series of alloy possesses sign ifican tage hardening charac teristic fo r from 5 to 10m inu tes aging at550℃w ill resu lt in hardness inc rease from 20 to 30 HRC.Secondary harden ing appeared on the ag ing cu rve im p lies that tw o k inds of hardeningm echanism are func tioning in ag ing p rocess.Experim en t resu lt ind icates that in the aging p rocess reverse phase transfo rm ation from M artensite to A ustenite occu rs in Co-N i alloy and such casew as no t found in h igh Cobalt alloy.

hardening charac teristics;hardeningm echanism;tw o steps hardening;reverse transfo rm ation austenite

TG 113.12

A

1671-7880(2010)01-0042-04

2009-10-28

楊永富(1950— ),男,安徽淮南人,副教授,研究方向:金屬材料及熱處理。