伍文灯，熊翔，刘如铁，栾怀壮，郝彦荣



碳含量对元素粉末法制备M2高速钢组织与性能的影响

伍文灯，熊翔，刘如铁，栾怀壮，郝彦荣

(中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083)

采用元素粉末为原料，通过分步球磨获得分布均匀的混合粉末，经过模压成形与真空烧结，获得M2高速钢。通过X射线衍射仪、扫描电镜以及力学性能测试等，研究碳含量对高速钢的物相组成、显微组织以及密度、抗弯强度、硬度等性能的影响。结果表明，提高M2高速钢的碳含量可降低烧结温度，在较低的温度下实现烧结致密化。高速钢的物相组成为α-Fe，M6C型碳化物、MC型碳化物以及奥氏体等。随碳含量增加，M2高速钢的孔隙减少，形状规则的颗粒状碳化物生成量增加，有利于材料抗弯强度与硬度的提升，但过高的碳含量会导致碳化物在晶界析出长大，降低高速钢的强度。

粉末冶金；高速钢；元素粉末；力学性能；显微组织

高速钢(李响妹, 卢军 et al. 2011)(王丽仙, 葛昌纯 et al. 2010)是一种重要的刀具材料。传统高速钢都是用熔炼方法制备，存在着碳化物粗大且偏析严重、容易生成网状碳化物和非金属夹杂物含量高等问题。20世纪70年代初开始采用粉末冶金法制备高速钢。粉末冶金高速钢具有碳化物颗粒细小、夹杂物含量少、分布均匀等组织特点，经过三代粉末冶金高速钢的发展，高速钢的抗弯强度、硬度和切削性能显著提高[1−4]。粉末冶金高速钢多为雾化高速钢粉末通过热等静压、粉末注射成形、冷压烧结等技术进行成形和固结而获 得[3, 5]，也有尝试以碳化物粉末与铁粉为原料，外加碳化物硬质颗粒通过冷压烧结制备粉末冶金高速钢制品[6−7]。现今粉末冶金高速钢仍存在着烧结温度范围窄、烧结温度偏高、显微组织难于控制等问题[8]，所以对粉末冶金高速钢的研究仍然具有实际意义；并且工业生产粉末冶金高速钢的工艺冗长，需要电渣重熔炉、气雾化及热等静压设备等，成本极高[9]，原料成分调控过于复杂。据此，本文作者尝试以元素粉末为原料，通过分步球磨获得分散均匀的混合粉末，再经模压成形与真空烧结制备M2粉末冶金高速钢。碳作为形成碳化物的重要元素，其含量显著影响高速钢的烧结温度与显微组织[10−11]，因此本文主要研究碳含量对M2高速钢力学性能与显微组织的影响，以提高高速钢的性能，并获得最优化的制备工艺，实验结果可为后续粉末冶金高速钢的研究打下实验基础。

1 实验

1.1 M2高速钢的制备

实验所用元素粉末为羰基铁粉(6.5~8.0 μm)、钨粉(4.64 μm)、钼粉(2.5 μm)、铬粉(10 μm)、钒粉(10 μm)、石墨粉(6 μm)，纯度均≥99%。按照M2高速钢的名义成分称量各种原料粉末，W粉6%，Mo粉5%，Cr粉4%，V粉2%，石墨粉添加量分别为0.6%，0.8%，1.0%，1.2%，1.4%，1.5%和1.6%，余下的成分为Fe粉(均为质量分数)，未添加成形剂。以乙醇作为球磨介质，采用行星式球磨机以分步球磨的方式进行球磨。先将合金元素粉末进行高能球磨，磨球材质为硬质合金，球料质量比为10:1，球磨机转速为250 r/min，球磨时间72 h。然后在球磨后的粉末中添加Fe粉和石墨粉，低速球磨混合均匀，磨球材质为不锈钢，球料质量比为5:1，球磨机转速为170 r/min，球磨时间24 h。将所得的混合粉末在真空条件下70 ℃干燥5 h，模压成尺寸为30.60 mm×6.25 mm×6.60 mm的长条形抗弯试样，压制压力为650 MPa。压坯在真空烧结炉中烧结，真空度为10−3Pa，烧结温度分别为1230，1 250，和1 270 ℃，保温2 h。

1.2 性能测试

用WJL-602激光粒度分析仪对球磨后的混合粉末进行粒度分析。采用阿基米德排水法测量M2烧结高速钢的密度。利用法国SETARAMEV018/24综合热分析仪对压坯进行差热分析，升温速率为10 ℃/min，氩气保护。采用FEI Quanta 250 FEG型扫描电镜观察高速钢的组织与断口形貌。用日本电子JXA-8530F场发射电子探针进行元素面扫描分析。在D/max 2550全自动(18 kW)转靶X射线衍射仪上对材料进行物相分析。利用HBRV−187.5型电动多功能布洛维硬度计测量材料的硬度，每个试样取5个点进行测定，取平均值。用YHS-219W- 200KN试验机测定材料的抗弯强度，测试3个试样，取平均值，依据标准为《金属材料弯曲试验方法(GB/T 232—2010/ISO 7438:2005,MOD)》。

2 结果与分析

2.1 球磨粉末的形貌与粒度

图1所示为W，Mo，Cr，V，Fe等金属元素粉末与高能球磨72 h后的合金元素混合粉末、以及添加Fe粉和石墨粉低速球磨24 h后的混合粉末SEM形貌。从图(a)~(e)可看出所有元素粉末均有些许团聚现象，粒度不均匀。从图1(f)看出W，Mo，Cr，V等合金元素粉末经过混合高能球磨后，粒度减小并且分布更加均匀，平均粒度为1.34 μm；粉末表面破碎严重，形貌变得不规整。从图(g)看出加入Fe粉和C粉低速球磨后，Fe粉形貌较规则，呈球形，且无粘结现象。采用分步球磨的方式不仅有利于减小脆性的合金元素粉末粒度，而且能防止塑性的铁粉在长时间高速球磨下延展变形粘结，导致粉末分散均匀性下降。

图1 原始粉末及分步球磨混合粉的SEM形貌

(a)~(e) W, Mo, Cr, V and Fe powder,respectively; (f) W-Mo-Cr-V powder mixture milled for 72 h;(g) (W-Mo-Cr-V)-Fe-C powder mixture after milling for 24 h

2.2 烧结致密化

图2所示为1.5%碳含量的粉末压坯DTA曲线。曲线上在769.99 ℃有1个明显的吸热峰，M2高速钢的居里点温度为 770 ℃，因此该吸热峰为α-Fe的磁性转变，由铁磁性转变为顺磁性。在1261.57 ℃有1个明显的吸热峰，是由于在该温度下开始大量生成液相。液相过多容易导致碳化物长大与样品过烧变形，因此烧结温度应低于该温度，使粉末颗粒表面形成适量的初始液相，促进致密化的同时，形成细小的碳化物增强颗粒[12]。

图2 1.5%碳含量的高速钢压坯DTA曲线

图3所示为原料粉末中的石墨含量和烧结温度对M2高速钢的烧结密度的影响。从图看出，随碳含量(C)增加或烧结温度升高，M2高速钢的密度提高。较低温度下(1 230 ℃)烧结时，随碳含量增加，合金的密度持续小幅提高，在(C)增加到1.6%时，合金密度达到7.89 g/cm3。1 250 ℃烧结，当(C)不超过1.2%时，高速钢的密度较低，但随(C)从1.2%增加到1.6%，合金密度大幅提高，1.6%碳含量的合金密度达到8.04 g/cm3。在1 270 ℃烧结时，随(C)增加，密度先快速提高，而后小幅提高，最高密度为8.05 g/cm3。综合以上分析，认为提高烧结温度或增加碳含量均能促进M2高速钢的致密化，提高碳含量可适当降低烧结温度，在相同的烧结温度下，要获得相同的密度，需要更高的碳含量。碳含量为1.6%时在1 250 ℃烧结即获得最高密度。

图3 碳含量和烧结温度对M2高速钢密度的影响

2.3 显微组织

2.3.1 物相组成与微区成分

图4所示为1 250 ℃烧结的不同碳含量的高速钢XRD谱。由图可知，高速钢的主要物相为α-Fe、M6C型碳化物、MC型碳化物以及奥氏体。随碳含量增加，α-Fe的衍射峰强度减弱，这是因为碳含量较低时，1 250 ℃未达到固相线温度，Fe粉颗粒没有熔融或者熔化部分较少，部分保持了原有粉末晶粒的结晶情况；碳含量提高，可促进Fe粉熔融，不存在生粉，融化的Fe再次结晶，其各个方向的结晶性都减弱，所以Fe的衍射峰强度降低。这也证实了图3所示在低碳含量时烧结不充分，提高碳含量能促进烧结的实验结果。0.6%~1.0%碳含量的合金中没有奥氏体相的衍射峰，(C)为1.2%的样品中出现奥氏体衍射峰，(C)为1.4%时，该峰有所增强，这是由于碳含量增加，碳在奥氏体中固溶形成更多的间隙固溶体，对奥氏体有强化作用，从而显著增大γ-Fe向α-Fe转变时的相变阻力，高速钢中碳含量越高，奥氏体越稳定，使得过冷奥氏体含量增加。

图5所示为1 250 ℃烧结的(C)分别为1.0%和1.4%的高速钢SEM组织与EDS元素分析。由图5看出，(C)为1.0%的合金，深色基体上分布着大量的亮白色块状物质(如图5(a)中的A点处)，晶界处分布较多条状白色物质，通过对基体(如B区域内)进行更高倍SEM观察，发现在深色基体上还存在大量白色的细小块状与条状物质。结合对B区域内基体的能谱分析与图4所示物相分析可知，基体的主要成分为α-Fe，质量分数约为89%，含少量合金元素与C。白色物质为M6C型碳化物，主要成分为Fe3W3C，有少量Mo、V、Cr原子溶于其中。1.4%碳含量的样品除了白色碳化物外，还存在较少的灰白色物质(如C处组织)，经能谱分析，其主要成分为V，约占42%(质量分数)，并含较多的W，Mo，C和少量的Fe，Cr元素，结合XRD分析，灰白色物质为MC碳化物，成分在MC到M4C3之间变动，以V4WC5与VC为主，少量W、Mo、Cr溶于其中。从高倍的基体SEM图发现，与1.0%碳含量的合金相比，1.4%碳含量合金的基体上小颗粒碳化物分布密度较小，块状碳化物较多，这是由于碳含量增加，可降低液相+奥氏体+碳化物共存区的固相线温度[13]，生成更多的初始液相，促进碳化物的聚集 长大。

图4 不同碳含量的M2高速钢XRD谱

图5 1.0%和1.4%碳含量的高速钢SEM组织与能谱分析

图6所示为0.6%与1.4%碳含量的M2高速钢的电子探针显微分析(electron probe micro-analyzer, EPMA)面扫图。由图6看出，W和Mo主要富集在亮白色碳化物中，C主要富集在亮白色碳化物与灰白色碳化物中。0.6%碳含量的合金孔隙处富集较多的Cr与V元素。0.6%碳含量的合金与1.4%碳含量的合金相比，后者的合金元素更多地聚集在碳化物区域，前者的合金元素分布更均匀，这表明较高碳含量时，合金元素与C等物质扩散迁移速率更高，合金元素生成的碳化物有聚集长大的趋势[14]。

2.3.2 孔隙与碳化物组织

图7所示为1 250 ℃烧结的不同碳含量的M2高速钢SEM显微组织。由图可见，0.6%碳含量的合金有较多细微孔隙，随碳含量提高，孔隙逐渐减少直至消失。0.6%与0.8%碳含量的合金中颗粒状碳化物较少，碳化物形状不规则，呈网状分布。随碳含量提高到1.0%以上，形状规则的颗粒状碳化物增加，网状碳化物消失，但碳含量增加到1.6%时，亮白色的碳化物在晶界析出长大，分布变稀疏，这种形态的碳化物对材料性能有害[15]，这说明1.6%碳含量的样品在1 250 ℃发生过烧，超过了最适合的烧结温度。并且碳含量在1.2%及以上时，出现少量灰白色的MC碳化物，这表明碳含量提高会降低γ+MC 型碳化物开始形成液相的温度[12]，合金元素有机会与C形成更多的碳化物硬质相。

图8所示为在不同温度下烧结的0.8%和1.4%碳含量的高速钢SEM微观组织。0.8%碳含量的合金，在1 230 ℃烧结后存在较多孔隙，升高烧结温度到1 250 ℃与1 270 ℃，孔隙减少，致密度提高。同样在1 230 ℃烧结时，1.4%碳含量的合金孔隙比0.8%碳含量的合金少很多，这表明增加碳含量可促进M2高速钢的烧结致密化。随烧结温度升高，高速钢的孔隙率降低，但同时基体上的碳化物数量减少，且碳化物尺寸有长大的趋势，这对于高速钢的性能是不利的。同样在1 270 ℃烧结，0.8%碳含量的合金(图8(c)所示)与1.4%碳含量的合金(图8 (f)所示)相比，亮白色碳化物的形状更不规则，多呈条状，且分布更稀疏，这是由于在1 270 ℃烧结时，生成大量液相，引起碳化物的溶解与偏析[16]，而碳含量较高时生成的碳化物数量更多，碳化物分布密度相对较高。所以为了获得高密度，且碳化物细小、均匀分布的高速钢，需要同时控制好碳含量与烧结温度[8]。

图6 0.6%与1.4%碳含量的高速钢EPMA面扫图

图7 不同碳含量的高速钢SEM显微组织

(a) 0.6%C; (b) 0.8%C; (c) 1.0%C; (d) 1.2%C; (e) 1.4%C; (f) 1.6%C

图8 不同温度下烧结的0.8%和1.4%碳含量的高速钢SEM显微组织

(a), (b), (c) 0.8%C, sintered at 1 230, 1 250 and 1 270 ℃, respectively;(d), (e), (f) 1.4%C, sintered at 1 230, 1 250 and 1 270 ℃, respectively

2.4 力学性能

图9所示为M2高速钢的抗弯强度随碳含量与烧结温度的变化。烧结温度为1 250 ℃时，随碳含量(C)从0.6%增加到1.0%，合金的抗弯强度小幅增加。当(C)增加到1.2%时，强度显著提高，达到2 100 MPa，这一方面是因为随碳含量增加，材料致密度提高，另一方面是由于1.2%碳含量的样品中，形成更多细小均匀的碳化物。但当碳含量超过1.2%时，合金的抗弯强度开始下降，这是由于过高的碳含量导致合金出现过烧，晶界处碳化物析出与长大较多。1 230 ℃与1 270 ℃烧结的合金抗弯强度随碳含量的变化趋势大致相同，在0.6%~1.4%碳含量范围内抗弯强度持续增长，在1.4%碳含量时出现峰值，随后强度开始降低。碳含量为0.6%与0.8%时，1 270 ℃烧结的合金抗弯强度高于1 230 ℃烧结的，这是由于1 270 ℃下合金的致密度更高。但当碳含量超过1.0%时，1 230 ℃烧结的样品抗弯强度增长幅度较大，其抗弯强度开始高于1 270 ℃烧结的样品，这是因为对于碳含量较高的合金来说，1 270 ℃温度过高，生成了较多的有害碳化物组织，且晶粒严重长大，对合金的抗弯强度均产生不利影响。所以，为得到性能良好的高速钢，需要兼顾样品的密度和碳化物等微观组织，这就要求选择合适的碳含量，配合合适的烧结温度。

图9 高速钢的抗弯强度随碳含量与烧结温度的变化

图10所示为M2高速钢硬度(HB)随碳含量与烧结温度的变化。由图可见合金的硬度随碳含量增加而增大。烧结温度为1 250 ℃时，随(C)从0.6%增加到1.0%，由于铁基体的致密化，硬度小幅增加。当(C)增加到1.2%时，HB大幅提高到400，这不仅是由于致密度提高，还由于1.2%碳含量时处于烧结窗口内，发生良好的烧结反应，生成大量的碳化物硬质颗粒，对硬度具有较大提升作用。随(C)进一步增加，硬度增长减缓，在(C)为1.6%时HB达到469。在一定范围内碳含量越高，碳化物颗粒生成量越多，且奥氏体的存留量有所增加，使得高速钢硬度能在一定程度内提高。

图10 高速钢硬度随碳含量与烧结温度的变化

图11所示为1 250 ℃烧结的不同碳含量高速钢的弯曲断口SEM形貌。可见断口较平整，观察到河流花样、舌状花样、撕裂棱与韧窝等特征，材料的断裂方式主要为准解理断裂，是解理断裂和韧性断裂之间的一种过渡断裂形式[17]。从图11(a)看出0.8%碳含量的合金断口有较多的孔隙，解理台阶面平整且较大，河流花样与撕裂棱分布较少，并有较多的韧窝，表现出韧性断裂的特征。1.2%碳含量的合金，孔洞明显减少，河流花样特征明显，韧窝较少，更多呈现脆性断裂的特点。1.6%碳含量的合金断口河流花样分布减少，由于其碳化物与晶粒粗大，导致断口更粗糙。

3 结论

1) 采用元素粉末法制备M2高速钢，提高烧结温度与碳含量均能促进材料的致密化，而且提高碳含量能降低烧结致密化温度，但碳化物聚集长大现象严重。

图11 不同碳含量高速钢断口SEM形貌

(a) 0.8%; (b) 1.2%; (c) 1.6%

2) M2高速钢的组织主要为α-Fe、M6C型碳化物、MC型碳化物以及奥氏体等。当碳含量(C)提高到1.0%以上时，形状规则的颗粒状碳化物增加，并生成灰白色的MC碳化物，网状碳化物消失；(C)增加到1.6%时，有较多亮白色的碳化物在晶界析出长大，且分布变稀疏。

3) 在实验碳含量范围内，随碳含量增加，抗弯强度先增大后减小，断裂模式由韧性断裂变为脆性断裂，合金的硬度随碳含量增加而增大。

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Effects of carbon content on microstructure and properties of M2 high speed steel prepared by elemental powder method

WU Wendeng, XIONG Xiang, LIU Rutie, LUAN Huaizhuang, HAO Yanrong

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

The element powder was used as the raw material, the uniformly distributed mixed powder was obtained by two steps ball-milling, and M2 high speed steel was obtained by compression molding and vacuum sintering. The effects of carbon contents on the phase composition, microstructure, density, bending strength and hardness of high speed steel were studied by X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscopy (SEM) and mechanical property testing. The results show that increasing the carbon contents can decrease the sintering temperature and achieve densification at lower temperature. The main components of the sintered samples are α-Fe, M6C carbides, MC carbides, and austenite. With the increase of carbon contents, the porosity of M2 high-speed steel decreases and the amount of granular carbides with regular shape increases, which is beneficial to the improvement of bending strength and hardness of the material. However, excessive carbon contents will lead to the precipitation and growth of carbides at grain boundaries and reduce the strength of high-speed steel.

powder metallurgy; high speed steel; elemental powder; mechanical properties; microstructure

TF124

A

1673-0224(2019)03-273-09

国家重点研发计划(2016YFB0700302)

2019−01−03；

2019−01−22

熊翔，教授，博士。电话：0731-88836079；E-mail: xiongx@csu.edu.cn

(编辑 汤金芝)