（材料学专业论文）稀土对m35高速钢组织和性能的影响.pdf

东南大学硕士学位论文 摘要 高速钢具有高硬度，耐磨性、红硬性高等特点，被广泛用于制作各种工具、模具和特 殊耐热耐磨零部件。在拉拔生产过程中高速钢盘条经常发生拉丝断裂现象。 拉丝断口分析结果表明：拉拔工艺不当( 包括对中性不好，盘条与模具间摩损严重) 和 盘条缺陷是导致拉丝断裂的主要原因。通过增加表面处理工艺和改进设备可以解决拉拔工艺 不当问题。针对盘条缺陷问题，可以通过盘条热处理工艺的优化和在高速钢中添加稀土元素 的方法来解决。 研究了m 3 5 钢奥氏体化温度、保温时间、珠光体转变温度等温时间及不同爆水工艺对 盘条组织和力学性能的影响。结果表明：对于m 3 5 高速钢盘条，加热温度为8 8 0 ，保温 时间2 小时，珠光体转变温度等温时间5 小时。其力学性能最佳；退火后对盘条进行爆水处 理可以进一步提高其塑性性能。 研究了稀土对高速钢组织和性能的影响。试验中在电渣重熔过程中加入稀土，此法稀土 收得率高。结果表明：稀土处理高速钢后，高速钢中【s 】含量由原来的0 0 2 降至o 0 0 8 ， o 含量由6 1 1 0 4 降至4 1 1 0 4 ：铸态组织中的莱氏体由闭合、连续网状变为不连续的半 网状；锻打后的碳化物尺寸由1 0 “m 降到2 “m 左右，奥氏体晶粒尺寸减小，大小均匀： 盘条和钢丝中的碳化物颗粒更细小，分布更均匀。稀土处理m 3 5 钢盘条的抗拉强度由 8 5 5 m p a 降到8 1 5 m p a ，断面收缩率由1 5 提高到2 0 。 稀土添加量为o 2 时，对高速钢组织和性能的改善效果最佳。 关键词：高速钢盘条拉拔断丝 稀土碳化物抗拉强度断面收缩率 a b s t r a c t a b s t r a c t h i g h s p e e ds t e e l ( h s s ) i sw i d e l yu s e df o rm a k i n gt o o l s ，d i e se t c f o r h h a r d n e s s ，h i 曲 r e d h a r d n e s sa n d9 0 0 d 、代a r r e s i s t a n t i n gp m p e r t yf r a c t u r eo n e no c c u l l si np r o c e s so fh s ss t r a n d d r a w i n g t h em o r p h o l o g yo fd r a w i n gf h c t u r e sw e r ei n v e s t i g a t e da n dc l a s s i f i e d s i a t i s t i c a lr e s u l t s s h o w e dt h a tt h er e a s o n sf o rd r a w i n gf b c t u r e sw e r ec a u s e db yi n 印p m p r i a t ed r a w i n gp r o c e s s ( n o o r i e n t a t i o n - e q u i p m e n ta n dh e a v yw e a rb e t w e e nm o u l da n ds t r a l l d ) a n ds t r a n d s d e f e c t st h ed r a w i n g f r a c t u r e sf r e q u e n c yd e c r e a s e da f t e re q u i p m e n ti m p r 0 v e d d e f e c t so fs t r a n d sc o u l db ee l i m i n a t e db y o p t i m l z i n gh e a i t r e a t m e n tp r o c e s sa n da d d l n go fr a r ee a r c he l e m e n t ( r e ) t h ee f r e c t so fh e a tt r e a t m e n tp a r a m e t e r so ns t r u c t u r ea f l dm e c h a n i c a lp r o p e r t yo fm 3 5s t e e l s w e r es t u d i e d t h er e s u l t ss h o w e dt h a tt h eo p t i m u mp a r a m e i e r sa r ea sf o l i o w s ，a t8 8 0 f o r2 ha n d c o o l i n gi nf u m a c e ，a t7 6 0 f o r5 h ，t h e nq u e n c h i n gi nw a t e l t h ei n 日u e n c e so fi 也o ns t r u c t u r ea n dp e r f o r m a n c eo f h i g h s p e e ds t e e lw e r ea l s os t u d i e d r e w a sa d d e dt om e t a | | i cm o l t e “p o o ld u “n ge l e c t r o s l a gr e m e l t i n gp r o c e s s t h er e s u i t ss h o w e dt h a tt h e r e m a j n d e ro fr ew a sa b o u t l 4 c o m p a r e dw i t hn o n - r et r e a t l n e n th i g h - s p e e ds t e e l ，t h ec o n t e n to f 【o d e c r e a s e df r o m6 l 1 0 4t o4 l 1 0 4 a n d s 】d e c r e a s e df 幻mo 0 2 t oo 0 0 8 i nr et r e a t m e n t h s s w i t hr ea d d i t i o n a l ，t h es t r u c t u r ea n dp e r f o r m e n c eo fh s sc h a n g e da sf o l l o w s ：( 1 ) t h e l e d e b u r t en e t w o r ka sc a s ts i r u c t u r ch a db e e nb r o k e n ( 2 ) t h eg r a i no fa u s t e n i t ew a ss m a a n d h o m o g e n e o u si nf 0 唱e ds t r u c t u r e ( 3 ) t h es i z eo ft h ec a f b i d e si ns t r a n d sw a ss m a l l e rt h a nt h a to f n o n r et r e a t m e n ts t r a n d s ( 4 ) t h et e n s i l es t r e n 舀ho fs t r a n d sd e c r e a s e df r o m8 5 5m p at o8 1 5m p a a n dt h er e d u c t i o no f a r e ai n c r e a s e df o m15 t o2 0 k e yw o r d ：h i g hs p e e ds t e e ls t r a n d d r a w i n g c a r b i d e r a r ee a r t he i e m e n t 1 色n s i l es t r e n 昏h r e d u c t i o no f a r e a 矗毒氡毯霜露毯遗蠢黾稳姑畏黾落惫京黾卷蠢黾氟奄毽程蠢落墨矗毽龟龟龟 东南大学学位论文 独创性声明及使用授权的说明 、学位论文独创性声明 本人声明所呈交的学位论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得 的研究成果。尽我所知，除了文中特别加咀标注和致谢的地方外，论文中不包含 其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得东南大学或其它教育机构 的学位或证书而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所作的任何贡献均 已在论文中作了明确的况明并表示了谢意。 二、关于学位论文使用授权的申明 2 0 0 5 0 6 东南大学、中国科学技术信息研究所、国家图书馆有权保留本人所送交学 位论文的复印件和电子文档，可以采用影印、缩印或其他复制手段保存论文。本 人电子文档的内容和纸质论文的内容相一致。除在保密期内的保密论文外，允许 论文被查阅和借阅，可以公开( 包括刊登) 论文的全部或部分内容。论文的公布 ( 包括刊登) 授权东南大学研究生院办理。 签名：导师签名：! 写：! 必一日期：2 。5 。6 静青冒。葺嚣青。嚣胄u 嚣毒亩雷自自霄寺青宙奄霄寸宙宙宵宙口霄音亩亩霄霄宙宙胄霄宙宙青宙胃守口宙青嚣嚣青宙雷亩宙宙宙甫宙宙青哥雷宙善舀嚣著青音毒喜 “n嚣青嚣眷青青雷斡青宙智靴w看青胃酋嚣雷霄和青嚣孑订舀事uh讨h订青苗吾k由h埘缸w钆玎k0雷青甜霄如口h如口卦甜汀甜h订b尘h埘青扎订“订州，螂 东南大学硕士学位论文 第一章绪论 1 1 高速钢概述 高速钢是高速工具钢的简称，主要用来制作工具、模具及特殊耐热和耐磨零部件。随着 机械、工具行业的迅猛发展，人们对高速钢的需求量越来越大。2 0 0 4 年，国内需求高速钢 1 0 万吨，国际需求3 0 万吨，因此高速钢有着广阔的发展前景。 1 1 1 高速钢的特点及应用 高速钢是合金元素种类多，含量高( 可达2 0 以上) 的高碳钢( c 可达l ) 。这样的成 分特点决定了高速钢具有以下组织和性能特点。 l 、属于高碳高合金莱氏体钢，组织中含有大量基本不能再圃溶的一次碳化物( 质量份数约占 钢的1 0 2 0 ) ，尺寸2pm _ 2 0um ，它们对钢的性能产生了重大影响。 2 、高淬透性，空冷即可淬火硬化。 3 、高温回火获得二次硬化，使淬火后的使用状态具有极高热硬性和耐磨性。 4 、在近熔点温度下进行奥氏体化加热，仍能保持细的晶粒( 9 1 0 级晶粒度) 。既能使高温 奥氏体尽可能多的溶解合金碳化物( 主要是二次细小碳化物) ，淬火后获得过饱和的合 金马氏体和残余奥氏体，回火后获得高强度，又能使钢具有良好的韧性。 5 、容易退火形成硬度较低的低合金铁素体与碳化物，便于工件淬硬前进行切削加工或冷变 形加工，使其具有其他超硬工具材料所不可能具有的良好制造工艺性能。 总之，高速钢具有良好的红硬性、高硬度、高韧性、高耐磨性等综合性能1 1 j 。因此被广 泛用来制作各种机床的切削工具也部分用于高载荷的模具，航空高温轴承及特殊耐热耐磨 零部件等。 近年来，随着世界科学技术的飞速发展。在切削领域涌现出硬质合金及诸如t i c 基硬质 合金、涂层硬质合金、陶瓷和金属陶瓷、立方氮化硼、聚晶金刚石之类的超硬工具材料。与 上述材料相比高速钢在切削速度、切削效率及切削难加工材料方面都处于劣势。但是高速钢 的韧性、工具成型性是任何脆性的超硬性工具材料所无法比拟的，而且高速钢刀具，尤其是 复杂、精密刀具的制造成本较低。加之高速钢合金化、冶金生产及热处理技术的不断进步， 使高速钢的使用性能不断提高。因此，尽管在单刃刀具高速切削及难加工材料领域中硬质合 金所占的分额日益虽多，但在多刃刀具( 尤其是复杂、精密刀具) 、经受冲击和振动的切削 加工以及在加工一般材料时，高速钢仍占主要地位。表1 1 是国外对常用工具销售额按材料 分类的统计。 表1 1 主要机加工工具销售金额比例表【2 】 第一章绪论 由此表可知，迄今及在可预见的将来，高速钢仍与硬质台金并列为现代刀具的两大支柱材料。 1 1 2 高速钢的分类 高速钢的分类方法有多种按所含主要合金元素的不同可分为三种基本系列即( 1 ) 钨 系高速钢，含钨大于9 一1 0 ，不含钼，典型钢号为w 1 8 c r 4 v 。( 2 ) 钼系高速钢，以钼为主， 含钼高于8 不含钨或含钨不超过2 ，代表钢号为m l ( w 2 m 0 9 c r 4 v ) 。( 3 ) 钨钼系高速 钢，介于上述二者之间，最具代表性的钢号是m 2 ( w 6 m 0 5 c r 4 v 2 ) 。随钨、钼相对含量的不 同，三种系列高速锅在金相组织和性能上也各有特点。 按使用性能高速钢也可分为三类，即通用型高速钢，低合金高速钢和高性能高速钢，下 面简要叙述： 1 、通用型高速钢 以m 2 ( w 6 m 0 5 c “v 2 ) 为代表的通用型高速钢是目前世界上产量最大、应用最多的钢种。 约占高速钢总产量的8 0 以上。适用于切削一般钢铁材料，切削速度可达2 5 4 0 m ，m i n 。是 制造形状复杂、尺寸精度高、受冲击载荷大条件下工作刀具的主要材料。 目前对通用型高速钢的研究主要表现在两个方面p j ：( 1 ) 准确控制钢的化学成分，并根 据不同用途特点，调整钢的成分。例如奥地利b o h i e r 公司可生产多种成分特点的m 2 钢， 其中s 6 1 4 的硫含量很低，各合金成分的下限都低，为的是改善钢的热塑性。在各国标准中， m 2 钢的成分范围也不完全相同，有些元素差别较大，如c 、v 和w 等，这可能与各国的生 产条件和使用条件不同有关。( 2 ) 不断改进生产工艺，提高钢的内在和表面质量。例如日本 日立公司生产的m 2 钢丝的碳化物颗粒度很少超过3 “m ，接近粉末冶金高速钢的水平。奥地 利b o h i e r 公司m 2 钢丝的表面质量也很好。 2 、低合金高速钢 低合金高速钢是合金含量较低的高速钢，其w 当量( w + 2 m o ) 约为通用型高速钢的三 分之二左右，碳含量较高加入约1 的s i ，此外还分别加入少量的a l 、n 和n b 等元素， 因此钢在淬、回火之后仍能保持较高的硬度( h r c 6 4 - 6 6 ) ，韧性较好，耐磨性稍低于通用型 高速钢，晶粒度较粗。低合金高速钢适用于制作切削速度不高的工具如钻头、丝锥、锯条、 高性能模具。g m 钢主要用作模具其使用效果优于c r l 2 m o v 钢。 为了节约贵重合金元素，降低高速钢成本，上世纪7 0 年代以来，国际上开始了低合金 高速钢的研究，我国从上世纪8 0 年代以后很重视低台金高速钢的研制，先后研制了3 0 l 、 d 1 0 6 和g m 等钢种，还仿制了d 9 5 0 和、，a s c o d q e 等钢种，它们的化学成分见表1 2 1 4 j i 。 表1 2 我国研制的低台金高速钢化学成分 以上低合金高速钢钢种的研发。节约了我国合金资源，丰富了我国高速钢的品种。 2 东南大学硕士学位论文 3 、高性能高速钢 高性能高速钢也称特种高速钢，泛指硬度( 包括高温硬度和抗回火软化性) 和耐磨性 显著高于通用型高速钢的钢种。这类钢按化学成分可分为三类1 6 j ：1 ) 含钴高碳高速钢，这 类钢以m 4 2 ( w 2 m 0 9 c r 4 v c 0 8 ) 和m 3 5 ( w 6 m 0 5 c r 4 v 2 c 0 5 ) 为代表，是目前应用最为广泛的 高性能高速钢。由于m 3 5 钢中碳与合金元素配置比较合理，热处理后的硬度可达h r c 7 0 ， 同时还具有很高的高温硬度和较好的韧性。又由于m 3 5 钢的钒含量较低，具有很好的可磨 削性，因此是制造各种形状复杂的超硬高速钢刀具的理想材料。2 ) 含铝高速钢。以m 2 a l ( w 6 m 0 5 c t 4 v 2 a 1 ) 为代表，是我国自行研制的高性能高速钢，具有较高的机械性能，优异 的切削性能，价格也便宜，可部分取代m 4 2 和m 3 5 。但易出现夹杂和混晶缺陷，过热敏感 性也大。含铝高速钢被广泛用于制作立铣刀和车刀。3 ) 高钒高速钢。钒含量在3 5 之间。 因为拥有h r c 6 6 - 6 7 以上的高硬度，显著提高了刀具的耐磨性与耐用度。但可磨削性差，故 难以用做复杂刀具。 以上各种高性能高速钢的共同缺点是由于碳和合金元素含量高，故塑性差，难以进行冷、 热变形加工，采用普通的设备或工艺进行加工时成材率低。我国目前尚不能进行批量生产含 钴高性能高速钢。 1 1 3 国内外高速钢生产状况 众所周知，我国是高速钢生产和消费大国。新中国成立后，高速钢工业得到迅速发展( 见 图1 1 ) ：产量从1 9 6 0 年的o 5 l 万吨猛增到2 0 0 4 年的7 5 万吨1 7 】，占到世界高速钢总产量 的l 3 8 】，成为世界上生产高速钢的主力军。产品质量从低倍组织、碳化物颗粒度到钢的纯 挣度、脱碳程度都有不同程度的改善。我国高速钢品种也越来越丰富，6 0 年代初，我们只 能供应高速钢锻材、轧材，如今除了能供应上述产品外，还能供应冷拔材、钢板、钢带等品 种。 督8 娶6 翟t e 强2 恒o j 一? _ 1 9 6 01 9 7 01 9 8 01 9 9 02 0 0 0 年份 图1 1 我国高速钢产量的变化 我国虽然是高速钢大国，但还不是高速钢强国。技术、工艺装备还比较落后。譬如在 冶炼方面炉外精炼在国外已经普及，这不仅大大提高了钢的纯净度而且还很好控制了台金成 分，我国高速钢的冶炼至今尚用公称容量5 吨以下的电弧炉，基本不用炉外精炼。浇注方面 奥地利的b o h l e r 公司于1 9 8 9 年初投产了一台水平连铸机用于高速钢生产p j ，日本大同特殊 钢公司报道，到1 9 9 6 年其生产高速钢用的电渣重熔电极坯已全部采用连铸坯i j q 。连铸的应 用提高了金属的收得率，节能降耗，降低成本，而且提高生产率。而我国在高速钢连铸方面 至今尚属空白，这可能与我国特殊钢整体连铸技术水平有关。在开坯方面国外除了大规模使 第一章绪论 用精锻机外还普遍使用小型初轧机，瑞典在2 0 世纪7 0 年代就使用中7 0 0 m m 轧机开2 9 0 公 斤方锭及由7 2 0 m m 轧机开2 6 0 公斤方锭，年开坯量均上万吨i j “。现今奥地利b o i h e r 公司也 在使用中8 5 0 m m 轧机开6 0 0 公斤、i 0 0 0 公斤方锭，生产十分正常。显而易见，轧制开坯的 高效率、低成本和高质量是锻造无法比拟的，我国大部分高速钢厂家现在开坯仍以空气锤为 主，这一方面降低生产效率，另一方面易造成锻打开裂产品质量下降。在拉丝工艺方面 1 9 9 0 年奥地利b o h l e r 公司就采用1 2 架三辊普罗佩兹微型轧机将由5 5 m m 的盘条轧成由 1 5 m m 的丝材，这种工艺主要应用于m 3 5 、m 4 2 等高性能高速钢丝的生产，有效地避免了 高性能高速钢冷拉过程中的断裂问题。 正是由于我国技术、工艺及装备水平落后，导致我国只能以生产通用型高速钢为主， 生产的高性能高速钢却很少( 表1 3 ) 。随着科技的进步和工业化水平的不断提高，人们对 刀具材料的要求越来越高，对高性能高速钢的需求也越来越多。但是国内特钢行业高速钢方 面的权威分析表明【i ，我国通用型和低合金高速钢约占总产量的9 0 ，高性能高速钢的产 量极少，只占总产量的3 ，因此需要进口大量高性能高速钢。与此同时。高性能高速钢在 发达国家占高速钢总量的2 0 以上，而且9 0 出口国外。近年来，日本、法国、和美国的 高速钢产量下降2 7 ，随着我国加入、w 0 ，进口关税肯定下降，“配额”的取消会使进口 钢材一路畅通，也可使更多进口高速钢和愿意使用进口产品的企业更加方便，而高性能高速 钢的出口和通用型高速钢的进口又是国外高速钢厂家的主要发展方向。他们往往以低成本、 严标准购进中国低附加值的通用型高速钢，获得廉价的合金资源。同时又把高附加值的高性 能高速钢以高价卖到国内，使国内高速钢厂家面临更多、更大的压力。 表1 3 我国和国外高速钢钢种比例【1 3 因此为了满足我国工具行业制造水平的提高和出口的迫切需要，也为了保护我国合金 资源、振兴民族工业，我们必须生产自己的高性能高速钢。 1 2 生产高性能高速钢的技术难题及解决办法 以m 3 5 和m 4 2 为代表的高性能高速钢虽然具有高的硬度、红硬性、及良好的耐磨性， 但是由于其碳和合金元素的含量很高，铸态组织中共晶莱氏体发达，因此其热、冷加工塑性 有所降低。( m 2 钢的抗拉强度”4 1 为7 4 4 m p a ，延伸率2 1 4 ，断面收缩率3 5 7 。而m 3 5 钢的抗拉强度为8 4 5 m p a ，延伸率1 0 ，断面收缩率1 9 ) 这使得高性能高速钢在锻打开 坯时易出现裂纹和断裂，造成成材率和生产效率的下降。伺时还将导致拉丝过程中断丝率的 升高( 即使拉丝过程中盘条不断裂，内部碳化物的断裂也会影响到工具产品的寿命) ，道次 形变量的下降。这些都会造成生产效率及产品质量的下降。因此提高高性能高速钢的塑性和 韧性成为生产高性能高速钢的关键。目前可以从以下三方面提高高性能高速钢的塑性。 1 2 1 热处理工艺的优化 在高速钢丝的生产过程中，对盘条进行退火处理是必不可少的工艺。其目的主要是改善 轧后组织，降低硬度，便于拉拔。 4 东南大学硕士学位论文 目前高速钢盘条的退火工艺主要采用完全退火工艺。即把高速钢盘条加热到a 。l 以上 或略低于a 。i 的温度，使钢中基体相完全或绝大部分转变成奥氏体。同时通过原子扩散、晶 格重组消除冷、热加工之后产生的晶格缺陷及应力。 在退火保温过程中，细小的共析碳化物与基体铁素体一起转变成奥氏体( 逆向共析反 应) 。当温度超过a c l 时，少量过共析碳化物也将溶入基体中。 钢冷却到a 啪以下温度时，开始发生共析转变，在ad d 完成。由于高速钢含有较多的 碳和合金元素，故与其他钢种相比，高速钢退火奥氏体稳定性大，即转变滞后性较大。无论 采用缓冷退火还是等温退火，实际上都要求奥氏体在珠光体转变区内完成，退火组织是细球 状的珠光体，这种组织状态及硬度水平皆与一般钢种的回火索氏体相近，因而工程技术上有 时套用这一名词，称高速钢退火共析转变产物为退火索氏体。索氏体中的二次碳化物颗粒多 在0 2um o 5um 之间。其类型有m 6 c 、m 2 3 c ，有时还有少量的m 7 c 。这些碳化物多为球形 小颗粒状，分布弥散，数量约占钢中碳化物总量的一半，淬火时几乎全部都可溶入奥氏体中， 对二次硬化起重要作用。 在正常的相变退火温度下保温，一次碳化物基本变化很少。但退火温度过高，保温时间 过长，一次碳化物会明显长大或偏聚；反之如果退火温度过低，保温时间短，会使奥氏体 向珠光体的转变不充分。以上两种倾向都将影响高速钢盘条的力学性能，会给以后的拉拔工 艺带来困难。 为了搞清逯火工艺参数的影响，“六五”期问国内曾专题做过试验研究i l ”。试样取自同 一批m 2 钢的热轧由1 2 棒材，箱式炉加热，控制升温、降温速度，进行等温退火处理工艺 曲线如图1 2 b 所示。结果是： l 、升温速度v l 的影响。尤以6 0 0 至a c l ( s ) 之间升温愈慢对软化愈有利。温度接近a c l ( o 时，v t 的影响相对减少。实际生产过程中，升温速度不可能过快，故升温速度的影响 不大。 2 、加热温度应适中。加热温度与a c l ( s ) 及a c l 有关，文献i l ”建议定为a c l ( d 一( 1 0 一2 0 ) 或a c l ( s ) + ( 1 0 - 2 0 ) ，因为a c l ( s ) 和a c l m 随着台金成分的变化而变化，故各厂家 的退火加热温度不应该也不可能完全相同。每个厂家应根据自身的特点而定。 3 、保温时问的影响不大。从加热时奥氏体形成的动力学特征来看，奥氏体形成量和碳化物 溶解量主要取决于温度( 过热度) 。达到a c l n 点，转变瞬问完成并达平衡态，在此时 再延长保温时间对退火质量并无好处。保温时间设定的目的是保证钢材各处温度均匀， 要根据退火炉的能力及装炉量、堆跺、装罐等来确定保温时间。若保温时间不足以达到 温度均匀、透烧，则退火硬度不能保证。 a ) 连续退火b ) 等温退火 图1 2 高速钢成材退火常用工艺曲线 4 、冷却速度( v 2 、v 3 ) 的影响最大。因为这一冷却速度对a ，1 ( o 具有直接影响，冷却速度 第一章绪论 慢，则a n 点高，冷却速度快则a 州n 点降低。冷速主要影响奥氏体转变的程度和产 品的退火硬度。要使奥氏体在较小的过冷度下发生共析转变，冷却速度要慢，控制从加 热温度至a o 的冷却速度要低于2 0 h ，甚至要低于1 5 l l ( 对于m 3 5 等高性能高速钢) 。 5 、等温温度的影响与冷却速度v 3 有关，冷速低于1 5 l 时，影响不明显，冷速超过3 0 1 1 时，等温的作用才明显。等温温度通常为c 曲线的鼻尖温度处。 6 、等温时间与炉子的能力、装炉等有关，关键是要保证钢材各部分温度均匀并烧透，切实 达到等温效果。 7 、采用等温退火工艺时，冷却速度v 3 、v 。可以为随炉冷却。 8 、出炉温度( t 4 ) 常采用低于5 5 0 6 5 0 对成品硬度无直接影响。 文献“还指出，高速钢的退火组织与奥氏体化温度无关，与珠光体转变温度处的保温 时间也无关。经缩短退火保温时间处理的盘条，其抗拉强度、屈服强度和硬度均高于采用长 时间保温退火的盘条，尽管如此，缩短退火保温时间后的盘条冷拉和温拉的变形塑性提高， 而标定的加工强化系数k ( o0 2 e ) 降低了。因此，高速钢在冷塑性变形之前为了软化盘条， 在奥氏体和珠光体等温转变温度范围内，采用缩短退火时间的退火工艺是可行的。此工艺不 仅缩短了退火时间增加了盘条和钢丝的变形塑性，同时还可使工具的使用寿命提高。但这 一研究成果未见在国内高速钢生产厂家得到推广和应用。 另外，国内有的厂家在拉拔前采用盐浴热处理工艺来增加高速钢盘条的塑性，还有的厂 家采取在奥氏体和珠光体两相区短时再次加热的方法来提高盘条塑性【l ”。但是可能由于技 术保密的缘故，未见有详细报道。 1 2 2 改善碳化物的形貌和分布 1 2 2 1 高速钢中碳化物的分类及其对钢塑性的影响 碳化物是高速钢中的重要组成部分，因其数量多( 3 0 左右) ”情况复杂，对钢的各 项性能起着关键作用，所以有必要对碳化物的有关问题进行介绍。 高速钢中的碳化物按其在钢中存在的具体特征及实际生成情况，可以分为两大类：一次 碳化物和二次碳化物。前者是在钢液凝固过程中直接从液相析出，故也称“初生碳化物” 包括各种先共晶和共晶碳化物，有m 6 c 、m 2 c 、m c 等类型，它们在随后的热加工和热处理 过程中被破碎或分解成颗粒状存在于钢中，一般情况下也称“一次碳化物”：后者是在凝固 或加热过程中从固态基体中析出的，这些固态基体包括高温6 铁素体、奥氏体及马氏体等， 二次碳化物分m 6 c 、m 2 c 、m c 、m 7 c 3 类型。 值得注意的是高速钢中碳化物的化学成分可能在较宽的范围内变动，同一类型的碳化物 在不同的钢种中会有不同的成分；即便是在同一钢种中也会因生成条件的不同而有差异，甚 至在同一颗碳化物的不同部位上。其化学成分也有不同 一次碳化物分布的均匀性( 亦称不均匀度) 是高速钢的一项重要质量指标。当钢中碳化 物分布不均匀时，则钢的组织必然不均匀，对钢的质量和使用性能产生许多不良影响，具体 表现在四个方面： 1 、碳化物堆积处易产生碳化物剥落，使钢的低倍组织变差； 2 、淬火时易产生局部过热、裂纹及混晶，引起不均匀变形： 3 、钢的韧性、塑性及可焊性变差： 4 、硬度不均匀，使用寿命明显缩短等等。 影响一次碳化物均匀性的工艺因素很多，但主要在于以下两方面： 1 、铸态组织的均匀程度。钢液冷却凝固时若冷却速度缓慢，初生晶粒粗大，莱氏体粗大， 6 东南大学硕士学位论文 则一次碳化物均匀性必然差。因此钢锭形状、大小，结晶孕育剂的使用等都会对均匀性 产生影响。当然w 系钢碳化物均匀性一般比m o 、w m o 系钢要差； 2 、热加工变形程度及方法。变形量起主要作用。 高速钢中一次碳化物的颗粒大小及形状，如同其分布的均匀性一样，也是影响工艺性能 和使用性能的重要因素。 碳化物颗粒细小，外形呈球状或椭球且分布均匀的钢质量必属上乘。这种的钢冷、热塑 性较好，变形容易，内部缺陷少，淬火后组织、性能均匀制成的工具使用寿命也高。当钢 中的碳化物颗粒粗大，形状又不规则，外形角状较多时( 俗称“大块角状碳化物”) ，钢的质 量则很差。它们的危害主要是： 1 、碳化物颗粒易剥落，使低倍质量恶化： 2 、在外力作用下易产生内部缺陷。大块碳化物解理断裂产生微裂纹，由此裂纹源进一步扩 展成宏观裂纹，从而直接影响钢的韧性、塑性及工艺性能和使用性能。文献1 1 ”观测的结 果表明冷拉变形量约为1 4 时，钢中的大块碳化物即产生断裂，甚至有时裂成数段。 3 、易造成工具崩刃掉齿，提前报废： 4 、占有了大量的合金元素，使淬、回火硬度比正常碳化物颗粒钢低h r c 2 3 。 我国高速钢钢丝技术标准规定供货经验碳化物颗粒度不超过1 2 5um ，实际常规工艺 生产的钢丝中，一次碳化物颗粒尺寸多数为1u m 1 0u m ，最大达1 6 u m 2 4 u m 。粉末冶 金高速钢则细的多，一般为0 3pm - 2 m ，最大不超过3um 。影响碳化物颗粒度的因素主 要是： 1 、钢在凝固结晶时的冷却速度。冷却速度愈快，铸态一次碳化物愈细，则钢的碳化物颗粒 也愈细； 2 、加工变形量及热变形温度。变形量大、变形温度低有利于碳化物的细化。变形温度高只 能破碎莱氏体网，但不能有效的破碎大块碳化物； 3 、热加工和淬火温度愈高、保温时间愈长，则碳化物颗粒长的愈大。 4 、钢的成分的影响。碳和合金元素含量愈高，碳化物易偏大。w 系钢比m o 系钢和w m o 系钢的碳化物颗粒粗大。 由图1 _ 3 所示，高速钢中二次碳化物首先是在共晶区( l + y ) 以下析出，在固态y + m 6 c 两相区中冷却时，从奥体中析出的m 6 c ，可称之为先共晶碳化物；到9 0 0 左右进入 d + y + m 6 c 三相区后，发生y 卜d + m 6 c 共析转变，到更低温度的四相区内，发生 y + m 6 c + m ，c 三元共析转变，所析出的碳化物均属二次碳化物。 p i 蟊 赠 1 0 m 图1 3 f e c c 卜w 系在1 8 w 、4 c r 时的f e c 伪合金相图2 0 l 不过钢中实际发生的转变过程与上述有所不同。首先对于含1 v 以上的钢，凝固之后 在相当于上述y + m 6 c 两相区的温度范围内会有少量的m c 共析碳化物析出。更大的区别 第一章绪论 出现在1 0 0 0 阻下的低温范围例如1 8 4 t 钢，在m 6 c 析出的同时还析出m 2 3 c 6 。这使更低 温度下发生的y 卜n + 碳化物的共析转变复杂化。 从大量的热分析试验结果中口“，人们得知8 0 0 一9 0 0 范围内存在某些共析转变，可表示 为： 奥氏体：三! ；羚铁素体+ 合金碳化物 ： 在工程技术文献中已习惯地使用f e c 合金中相当于这一转变的名称，称之为a 。转变。对于 多元的高速钢，这一转变发生在一个温度区间内，陆续的完成。加热和冷却时的a 。l | 缶界点 皆具有上下限，分别记为a c l o ) ，a c l ( o ，a ，i ( o ，ar l 。显然，此过程的二次碳化物的溶解与析出 均与通常的退火过程有关。另外。淬火后的回火过程从马氏体基体中析出非常细小、弥散的 二次碳化物。 1 2 2 2 改善碳化物形状及分布的方法 改善高性能高速钢中碳化物形状及分布的途径有多种，一是炼钢过程中成分的调整，高 性能高速钢中共晶莱氏体比较发达，碳化物以m 2 c 为主。m 2 c 是密排六方结构，滑移系统 少，各向异性强，较脆，另外m 2 c 尺寸大，形状不规则，易产生应力集中。这些可能是m 2 c 易裂的原因。工艺过程中努力使片条状的m 2 c 共晶碳化物分解成颗粒状的m 6 c 和m c ，使 碳化物尺寸变细小，形状变好，塑性得到改善。这对钢的加工性能和使用性能都非常有利。 但含c o 高速钢中含碳量高，m 2 c 开始分解的温度较高口，较难完全分解，热加工后的钢材 中残留相当多的沿压延变形方向伸长的棒状一次碳化物m ：c 。这样，钢中碳化物颗粒较大 且分布不均匀：m 2 c 异形粗大碳化物的大量存在也使高速钢锻材、热轧材、冷拔材的m ，c 碳化物上，或者m 2 c 与基体界面上都存在有微裂纹，这些微裂纹将导致钢的力学性能下降。 为了促使m 2 c 尽早的转变”，可在炼钢过程中适当调高s i 和n 的含量( s i ：0 4 o 6 ，n ： o 0 3 0 0 5 ) 或者锻打开坯时在高温区停留一段时问。 二是浇注过程的控制。浇注是钢水完成凝固结晶的过程，其形成的碳化物数量、种类、 分布、形态和大小都直接影响着高速钢的冷、热塑性及韧性。钢的成分控制由冶炼过程保证 后，凝固速度则成为主要影响因素。冷却快、凝固快、过冷度太，则形核多，晶粒细，形成 的碳化物网络就细小、弥散，容易分解破碎，钢的质量也好。实际生产过程中，不可能大幅 度控制冷却速度，尤其是心部冷速较慢( 一般钢锭心部为l o _ 3 s ，边缘为l o2 s 。) 故降 低出钢温度和浇注温度，选择合适的锭形是改善钢锭铸态组织的重要手段。 原则上，高速钢要求低温快浇，浇注温度尽量接近钢水的凝固温度( 即液相线) 。但要 考虑锭形大小、锭盘数及浇注方法等因素，以保证浇注顺利进行。浇注温度过高或过低，浇 注速度过慢或过快均不利，要根据实际情况选择适当的浇注温度和速度。浇注温度宜高出钢 水的凝固温度8 0 1 0 0 。 锭形的选择对产品的冶金质量和成材率影响较大，我国高速钢生产对锭形的选择积累了 丰富的经验，形成了自己的特点j ，特别是扁锭的采用对高性能高速钢的质量改进起了重 要作用。使得钢材的碳化物不均匀性及低倍质量基本满足了用户提出的较严格的标准要求。 扁锭型本来是用于生产板材的，但其几何特性恰好为高速钢生产改善凝固质量创造了条 件。因为在钢锭截面积相等的情况下，扁锭比方锭的表面积大，比圆锭更大，而且从心部到 钢锭表面的最近距离最逗，即散热、冷却条件最好，可加快钢水的凝固速度，减轻碳化物的 偏析和堆积，从而使凝固质量得到改善，在加工锻压比相同的条件下，扁锭成材的碳化物和 低倍质量会更好一些。 三是采用电渣重熔法生产高速钢。电流通过液态熔渣产生的电阻熟将金属电极熔化，熔 东南大学硕士学位论文 化的金属汇聚成滴，穿过渣层进入金属熔池，然后在柱型水冷结晶器内凝固成电渣锭的方法 称为电渣重熔，其基本过程f ”见图1 4 ，在铜制水冷结晶器2 内，注入高温的液态熔渣3 ， 自耗电极1 的一端插入熔渣内，来自短网8 的电流通过自耗电极进入渣中，产生电阻热将渣 加热至高温，自耗电极的顶部被渣池逐渐加热熔化形成金属熔滴，金属熔滴从电极端头脱落， 穿过渣池进入金属熔池4 ，由于水冷结晶器的作用，液态金属逐渐地形成电渣锭5 。 铸件由下而上逐渐地凝固，使金属熔池和渣池不断向上移动。上升的渣池首先在水冷结 晶器内壁上形成一层渣壳，这层渣壳不仅使铸件表面平滑光洁，也起到保温隔热作用，使更 多的热量从铸件传给底部冷却水这将更有利于铸件结晶过程自下而上的进行。 采用电渣重熔法生产高速钢不仅可以提高钢的纯净度，改善钢的低倍组织，还可以改善 碳化物质量。文献口“介绍了电渣重熔对高速钢碳化物质量的改善效果：碳化物不均匀度级 别降级、带状宽度及颗粒尺寸减小。若成材尺寸相同，电渣钢比电炉钢所用的锻压比减少一 半，其碳化物不均匀度电渣钢仍然比电炉钢小3 1 4 级。由于电渣钢碳化物不均匀性的改善， 成材生产必须的锻压比值减少，这对大断面材十分有利，尤其是钢材心部组织的改善。这使 得一些原本需要经过反复镦、拔投料的的尺寸刀具，改成少镦拔或不镦拔直接投料成为可能。 电渣重熔改善碳化物质量的主要机理在于重熔凝固析出的共晶碳化物网薄，堆积少，定 向凝固的枝晶结构经受塑性变形加工易于破碎和易于变形的结果。 图1 4 电渣重熔过程示意图 由于电渣重熔改善了碳化物的质量，因此为高性能高速钢塑性的改善创造了条件。据文 献口h 报道，m 4 2 钢经电渣重熔后，钢的热塑性提高2 0 一5 0 ，从而使成材率也大为提高， 这对重熔过程增加的成本无疑是有效的补偿，国内外不乏这方面的经验。 四是添加孕育剂。孕育处理是改善高速钢铸态组织一种有效方法。国外有关孕育剂在 高速钢中应用的报道很多，1 9 8 3 年重庆大学曾介绍过当时的4 8 条专利l ，涉及2 2 个元素。 随后丁培道、周守则报道了“微合金化对m 4 2 钢凝固组织的影响”的试验研究结果“。此 前( 1 9 8 0 年) 本溪一钢史举菲、中科院金属所严铄等介绍过应用复合脱氧剂c s b a ( 其成分 为l o c a ，5 0 s i ，2 0 a l ，1 0 f e ) 台金改善高速钢铸态组织的效果”。 9 第一章绪论 实际生产中，对于量大面广的通用型高速钢中、小型材，孕育剂的应用并不重要，因为 常规生产工艺已能满足质量要求。而对于大断面材和特殊品种的生产则十分必要，尤其是在 改善成材碳化物的不均匀度方面成为关键，甚至在电渣重熔过程中也使用孕育剂。“六五” 期间，我国曾在高速钢大断面材专题及薄板专题中，做过大量的试验研究和工艺试验，取得 了诸多成果。 重庆大学实验室研究选用了h mt at i z r c a yn b n n i 共1 1 个元素，组合成2 5 个配方， 进行冶炼m 2 钢试验。各种元素的加入量为0 1 或0 2 。结果发现，加入n n i c a 的效果 好，而且复合加入z r + n 或c a + n 的效果更好。c a 以复合脱氧剂c s b a 的形式加入，最佳 加入量为0 0 8 n o 1 0 z r 及o 4 0 c s b a 0 0 5 ，州。孕育剂加入方法一般有出钢前加入炉中 或出钢时加入钢包中两种。 加入孕育剂改善铸态组织的效果，主要表现在细化铸态晶粒，增加共晶碳化物的数量并 加以细化，减薄网络的厚度。实测数据如表1 4 p ” 表l - 4 加入孕育剂对m 2 钢状态组织的影响 重庆特钢厂结合低温浇铸和精、快锻开坯，加入孕育剂n - z r 或n - c s b a ，已经可以用 8 0 0 公斤八角锭和6 5 0 公斤扁锭。精锻直接成材生产巾1 0 0 1 3 0 m m ，或外加控温浇铸、快锻 开坯生产由t 4 m m 由1 5 0 m m 材，质量均达到攻关指标要求：碳化物不均匀度6 5 级，低倍 1 0 级( 由1 2 0 m m ) 。 加入孕育剂的方法，除了在钢包中直接加入外，还可在电渣重熔过程中加入。电渣钢截 面加大之后，重熔对凝固质量的改善作用受到限制( 尤其是在心部) 。于是加入形核剂，促 进液态金属非均匀形核的办法也应当应用于电渣重熔过程中，国外对此已有许多报道。“六 五”期间重庆特钢厂曾在其大截面材重熔过程中加入孕育剂t i 和n ，取得了一定效果。钢 铁研究总院李正邦等人的研究”指出，加孕育剂对电渣重熔大尺寸锭十分必要，对细化晶 粒、改善铸锭凝固质量很有效。电渣重熔过程中添加孕育剂的具体方法未见有详细报道。 五是添加稀土元素。在钢的冶炼中应用稀士是我国推广稀土应用最早的领域之一p 。 通过冶金工作者4 0 多年的努力，我国在稀土在钢中的应用方面取得了可喜的成绩，具体表现 在：在稀土钢的研制方面已研发出稀土耐热钢、稀土耐磨钢、稀土耐腐蚀钢和稀土高强度低 合金等钢种。在稀土添加方法方面通过国家“七五”科技攻关，初步解决了钢中稀土的加 人方法问题。结晶器喂丝浓，中注管喂丝i 毵吊挂敞的采用有效解决了水口结瘤问题，为稀 土在钢中的应用开拓了广泛的空问。在稀土喂丝机的研制方面，包头稀土研究院、武钢二炼 钢厂等单位取得了长足的进步。稀土丝、棒和稀土硅化合物合金、稀土硅铁包芯线产品，也 较好地满足了各钢厂发展稀土钢的需要。另外稀土在钢中的作用机理研究也取得了重大突 破，研究认为稀土在钢中有以下作用p 。 净化作用稀土可深度降低氧和硫的含量，降低磷及低熔点元素等的有害作用。稀土 会与钢中残存的氧、硫等杂质发生作用形成稀土氧、硫化合物并进入渣中。电渣重熔过程中 加入稀土效果会更明显。因此，添加稀土可减少高速钢中的非金属夹杂物及氧含量。( 除s o 东南大学硕士学位论文 效果尤为明显有望降到o 0 0 8 ) 变质作用稀土在钢中形成高熔点的化合物，作为j # 均质形核中心，细化钢的凝固组 织，减少偏析；改变氧、硫夹杂物的形态、分布和性质：改善碳化物的形貌、大小、分布、 数量和结构。其原因是稀土元素会富集在碳化物的相界及晶界上，抑制碳化物沿晶界析出和 碳化物结晶成大颗粒，使碳化物不均匀度有明显改善。 合金化作用稀土能够作为微台金化元素影响钢的组织和性能，以固溶强化、改善晶 界和抑制局部弱化、影响相变和改善组织、影响杂质元素的溶解度和减少脱溶量、与其他微 量合金元素交互作用等方式，实现稀土的微合金强韧化作用。稀土对高速钢热处理还有明显 的细化奥氏体晶粒的作用。 虽然我国在稀土添加方法及稀土钢品种的研发方面取得了可喜的成绩，但有关稀土在高 速钢中应用方面的研究却很少。已有的研究表明：高速钢中添加稀土元素可以提高钢的纯净 度，减少合金元素的偏析等作用。 值得注意的是上述文献中的试验都是直接将稀土加入钢水中，而且实验室条件下钢水的 量很少( 5 k g ) ，稀土容易均匀分布于钢中。在实际生产过程中，由于钢包质量很大，无论 采用压入法、喷吹法、吊挂法还是喂丝法稀土都有不同程度的烧损，而且稀土在钢中的分布 容易不均匀。因此有必要考虑新的更合适的稀土添加工艺。 以上五种