Study on tool steels with ultrahigh carbon and ultrahigh chromium prepared by vacuum hot-pressing
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摘要: 采用真空热压技术制备了含有超高碳和铬（2.6%C，26%Cr，质量分数）的模具钢。基于差示扫描量热分析曲线，选取两个远低于熔点的温度（1100 ℃和1150 ℃）进行热压，分别制造出几乎完全致密、粉末之间冶金结合良好的块体钢，密度为7.45～7.47 g∙cm−3；对应热压温度1100 ℃ 和1150 ℃，热压态钢中平均碳化物尺寸分别为3.5 μm和5.5 μm，最大碳化物尺寸分别为6.0 μm和8.5 μm。经1150 ℃淬火、500 ℃回火，1100 ℃ 和1150 ℃热压钢的平均硬度分别为HRC 62.6和HRC 60.8，平均三点弯曲强度分别为2060 MPa和1850 MPa；经1150 ℃淬火、550 ℃回火，1100 ℃ 和1150 ℃热压钢硬度分别为HRC 55.2和HRC 53.6，平均三点弯曲强度分别为2490 MPa和2320 MPa。在相同淬火和回火条件下，1100 ℃热压钢的三点弯曲强度较高，原因是淬火回火后钢中碳化物尺寸较小。Abstract: Tool steels with the ultrahigh C and Cr (2.6% C and 26% Cr, mass fraction) were produced by the vacuum hot-pressing (VHP) in this study. Based on the differential scanning calorimetry analysis, two VHP temperatures (1100 ℃ and 1150 ℃) are selected which are much lower than the melting point. The bulk steels with the density of 7.45~7.47 g∙cm−3 are obtained by VHP at 1100 ℃ and 1150 ℃, respectively, exhibiting the full densification and good metallurgical bonding between powders. The average carbide sizes in the bulk steels obtained by VHP at 1100 ℃ and 1150 ℃ are 3.5 μm and 5.5 μm, and the maximum carbide sizes are 6.0 μm and 8.5 μm, respectively. After quenching at 1150 ℃ and tempering at 500 ℃, the average hardness values of the bulk steels obtained by VHP at 1100 ℃ and 1150 ℃ are approximately HRC 62.6 and HRC 60.8, and the average three-point bending strengths are 2060 MPa and 1850 MPa, respectively. After quenching at 1150 ℃ and tempering at 550 ℃, the average hardness values of the bulk steels obtained by VHP at 1100 ℃ and 1150 ℃ are approximately HRC 55.2 and HRC 53.6, and the average three-point bending strengths are 2490 MPa and 2320 MPa, respectively. At the same quenching and tempering conditions, the higher three-point bending strengths of the bulk steels obtained by VHP at 1100 ℃ can be attributed to the smaller carbide sizes.
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Keywords:
- vacuum hot-pressing /
- powder metallurgy /
- high carbon and high chromium /
- tool steels /
- carbides
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Ti(C,N)基金属陶瓷诞生于20世纪70年代，是在WC–Co基硬质合金和TiC基金属陶瓷的基础上发展起来的一种复合材料，它以Ti(C,N)为硬质相、适量金属为粘结相制备而成，性能介于陶瓷和硬质合金之间。由于Ti(C,N)基金属陶瓷有接近陶瓷的硬度和耐高温性，加工时与钢的摩擦系数小，耐磨性比普通硬质合金好，而抗冲击性能比陶瓷高，因此Ti(C,N)基金属陶瓷被广泛用于高速切削加工，尤其是精加工领域，其切削速度比WC基硬质合金提高20%～50%[1−3]。同时，Ti(C,N)基金属陶瓷具备优良的热稳定性和高温力学性能，且地壳中钛的储量丰富，使得Ti(C,N)基金属陶瓷成为WC基硬质合金的最具竞争力的替代品之一[4]。然而，与WC–Co硬质合金相比，Ti(C,N)基金属陶瓷仍存在强度和断裂韧性偏低等问题。目前，添加各类添加剂是提升Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能最有效的手段之一。根据现有研究，Ti(C,N)基金属陶瓷的添加剂种类很多，Mo2C和WC可改善粘接相对硬质相的润湿性[5]；TaC可提高材料的红硬性和抗热冲击性[6]；Cr2C3的主要作用是抑制晶粒长大，可提高金属陶瓷的硬度和耐磨性[7]；稀土元素也能够改善Ti(C,N)基金属陶瓷的组织与性能。刘宁等[8]发现Y在Ti(C,N)基金属陶瓷中可净化粘接相/硬质相界面，并使其环形相的厚度略有增加，从而使硬质相颗粒得到细化。Wu等[9]、董洪峰等[10]、姜佳庚等[11]发现，在Ti(C,N)基金属陶瓷中引入La元素能够促进硬质相的溶解–析出，降低试样中的氧含量，改善粘结相对硬质相的润湿性，提高材料的抗弯强度和硬度。为提高Ti(C,N)基金属陶瓷综合性能，在制备Ti(C,N)基金属陶瓷过程中往往将多种不同功能的第二类碳化物添加剂混合添加。但是，由于添加剂含量低且难分散均匀，多功能组元的协同效应很难显现；同时，添加的添加剂种类较多，体系氧和游离碳等难以精准调控。如能将多种功能组元固溶形成碳氮化物固溶体引入Ti(C,N)基金属陶瓷中，则有望克服上述问题。为此，本文制备了低氧低游离碳的(Cr,La)2(C,N)碳氮化物复合固溶体，并将其引入至Ti(C,N)基金属陶瓷体系，研究(Cr,La)2(C,N)对金属陶瓷微观组织及力学性能的影响，以期提升Ti(C,N)基金属陶瓷的综合性能。
1. 实验材料及方法
1.1 (Cr,La)2(C,N)的制备
按理论原料质量配比，将粉末粒径分别为500 nm的Cr2O3、1 μm的La2O3、100 nm的炭黑混合粉末置于WD63滚筒式球磨机，加入一定量无水乙醇湿磨24 h，球磨结束后将粉末烘干，再将混合粉末放入ZMT-45-25型高温石墨碳管炉中，在1400 ℃的流动氮气气氛保温4 h，制备(Cr,La)2(C,N)粉末。
1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的制备
表1为制备Ti(C,N)基金属陶瓷的所用原料粉末的基本参数。将所有原料按比例混合均匀，其中Ti(C,N)为44～54 g，(Cr,La)2(C,N)为0～10 g，WC为20 g，Mo2C为8 g，TaC为2 g，其余为金属粘接相Co和Ni。在聚氨酯球磨罐中加入一定量无水乙醇和质量分数2%的成形剂，湿磨24 h，球料比8:1，球磨结束后放入真空烘箱烘干备用。将烘干后的粉末在120 MPa压力下双向压制成形，压坯尺寸为7 mm×7 mm×37 mm。采用脱胶–烧结进行烧结，液相烧结压力为2 MPa，烧结温度为1470 ℃。烧结后的合金样条经磨床磨制抛光后用于力学性能及显微组织的测试。为了研究不同质量分数(Cr,La)2(C,N)对金属陶瓷微观组织及力学性能的影响，制备了添加质量分数分别为0、2.5%、5.0%、7.5%、10.0%(Cr,La)2(C,N)的5种Ti(C,N)基金属陶瓷试样。
表 1 各原料粉末的基本参数Table 1. Basic parameters of raw material powder原料粉末 粒度 / μm 质量分数 / % C N O Ti(C,N) 1.3 11.91 9.71 0.34 (Cr,La)2(C,N) 8.0 5.96 4.41 0.44 WC 1.0 6.22 — 0.47 Mo2C 1.0 5.80 — 0.50 TaC 1.0 6.20 — 0.20 Co 1.2 — — 0.47 Ni 1.2 — — 0.15 采用DX-2000 X射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD）分析Ti(C,N)基金属陶瓷物相组成。利用JSM-6490LV扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）在背散射电子（back scattered electron，BSE）模式下对金属陶瓷微观结构进行观察。使用Leco CS 744碳硫分析仪和Leco ON 736氮氧分析仪测定元素含量（质量分数）。通过WDW-50E型号的万能试验机测试金属陶瓷的抗弯强度，维氏硬度测量时的加载载荷为30 kg，断裂韧性的测量采用压痕法，在100倍金相显微镜下测量压痕裂纹的长度，采用式（1）计算断裂韧性[12]。
$$ {K_{{\text{IC}}}} = 0.15\sqrt {\frac{{{\text{H}}{{\text{V}}_{30}}}}{{\displaystyle\sum L }}} $$ (1) 式中：KIC为断裂韧性，HV30为维氏硬度，L为裂纹长度。
2. 结果与讨论
2.1 (Cr,La)2(C,N)粉末的物相组成
图1为制备的(Cr,La)2(C,N)粉末X射线衍射图谱，其中La的固溶量为1%（质量分数）。由图1可知，产物为含铬的碳氮化物，未见其他杂相。对比Cr2(C0.39,N0.61)的PDF标准卡片发现，该相在(002)、(121)、(202)的衍射峰均向左偏移，在这些晶面处的晶格常数增大意味着La原子已固溶至Cr2(C,N)的晶格中，形成了(Cr,La)2(C,N)固溶体。图2为(Cr,La)2(C,N)粉末破碎后的扫描电子显微形貌，从图中可以看出，粉末平均粒径为8 μm，有部分由5～10 μm的微粒相互桥接组成的约15 μm聚集体。经碳硫、氮氧分析仪对(Cr,La)2(C,N)进行元素测定，结果表明，总碳质量分数为5.96%，游离碳质量分数为0.14%，氧质量分数为0.44%，氮质量分数为4.41%。综合以上分析，所制备的(Cr,La)2(C,N)粉末粒度均匀性良好且La元素已充分固溶。
2.2 (Cr,La)2(C,N)对Ti(C,N)基金属陶瓷成分及微观组织的影响
图3为添加质量分数10.0%(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷扫描电子显微形貌以及对应的Cr、La、Co、Ni能谱（energy disperse spectroscope，EDS）分析。由图3可以看出，Cr和La主要固溶于粘接相金属中，另外也在环形相中发现少量Cr和La的固溶。图4为添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷X射线衍射图谱。从图4中能够发现，添加(Cr,La)2(C,N)后Ti(C,N)基金属陶瓷仍然由(Ti,M)(C,N)和Co/Ni粘接相组成，X射线衍射图谱中未检测到其他物相，说明(Cr,La)2(C,N)已完全固溶。另外，观察到Co/Ni粘接相在(111)处的衍射峰向低角度偏移，并且偏移程度随着(Cr,La)2(C,N)添加量的增多而增大。这是由于在溶解析出过程中Cr、La原子逐渐溶入粘接相晶格导致晶格发生畸变，而Cr、La原子半径均大于Co、Ni原子，根据布拉格方程可知，衍射峰会向低角度偏移。
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图 3 添加质量分数为10.0%(Cr,La)2(C,N)的金属陶瓷的扫描电子显微形貌和能谱分析Figure 3. SEM image and EDS analysis of the cermets with 10.0% (Cr,La)2(C,N) (mass fraction)![]()
图 4 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷X射线衍射图谱Figure 4. XRD patterns of the Ti(C,N)-based cermets with the different mass fraction of (Cr,La)2(C,N)图5为添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷微观组织和粒度分布。一般而言，Ti(C,N)基金属陶瓷一般由黑芯相、环形相和粘接相组成，黑芯相为未溶的Ti(C,N)颗粒，环形相为(Ti,W,Mo,Ta,Cr)(C,N)，包覆在黑芯相外，一般呈灰色，粘接相为亮白色的溶解微量合金元素的Co和Ni[13−14]。从图5（a）～图5（d）中可以看出，当(Cr,La)2(C,N)的质量分数从0增加到7.5%时，Ti(C,N)基金属陶瓷的晶粒尺寸随(Cr,La)2(C,N)添加量的增大而逐渐变小，D50从1.18 μm下降至0.79 μm；当(Cr,La)2(C,N)的质量分数为10.0%时，D50已下降量不大，说明(Cr,La)2(C,N)细化晶粒的作用已不明显。随着(Cr,La)2(C,N)添加量的增加，“黑芯–灰环”结构逐渐减少，“白芯–灰环”以及无芯结构逐渐增多，黑芯相形态逐渐向球形变化，硬质相溶解析出更加彻底。另外，当(Cr,La)2(C,N)质量分数达到10.0%时，可以观察到部分晶粒的环形相增厚，Co/Ni金属逐渐呈聚集分布，这是由于硬质相质量分数相对减少，粘接相金属由于分布不均而形成“钴池”所致，这将严重影响Ti(C,N)基金属陶瓷的力学性能。可以得出，(Cr,La)2(C,N)能够起到显著细化晶粒的作用，并且促进硬质相溶解析出，但当(Cr,La)2(C,N)的添加量过大时，出现了粘接相以及芯–环结构分布不均匀的现象。
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图 5 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的金属陶瓷扫描电子显微形貌和晶粒尺寸分布：（a）0%；（b）2.5%；（c）5.0%；（d）7.5%；（e）10.0%Figure 5. SEM images and grains size distribution of the cermets with different mass fraction of (Cr,La)2(C,N): (a) 0%; (b) 2.5%; (c) 5.0%; (d) 7.5%; (e) 10.0%表2为添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷试样粘接相能谱分析，从表中可以看出，随着(Cr,La)2(C,N)添加量逐渐增多，粘接相中的Ti、W、Mo、Ta等元素含量逐渐增加，这说明La元素有利于Ti、W、Mo、Ta等原子向粘接相扩散，促进溶解–析出过程进行，但当(Cr,La)2(C,N)添加量过大时，则会使环形相明显增厚，如图5（e）所示。
表 2 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷试样粘接相能谱分析（质量分数）Table 2. EDS analysis of the bonding phase in Ti(C,N)-based cermets with different mass fraction of (Cr,La)2(C,N)% (Cr,La)2(C,N) Ti W Mo Cr Ta La Co Ni 0 13.22 29.59 19.58 0 0.52 0.06 18.88 6.03 2.5 13.98 30.59 20.63 3.41 0.64 0.11 16.64 4.99 5.0 15.22 32.98 21.77 5.87 0.60 0.12 12.00 4.84 7.5 12.84 33.90 21.23 9.99 0.68 0.18 11.55 4.47 10.0 10.77 32.43 17.58 10.31 0.88 0.25 10.49 4.11 2.3 (Cr,La)2(C,N)对Ti(C,N)基金属陶瓷力学性能的影响
图6～图9为添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷试样密度、抗弯强度、硬度及断裂韧性。由图6可知，当(Cr,La)2(C,N)质量分数低于5.0%时，Ti(C,N)基金属陶瓷的密度几乎保持不变，约为6.94 g·cm−3，而当(Cr,La)2(C,N)质量分数继续提高时，金属陶瓷的密度迅速降低，当(Cr,La)2(C,N)质量分数为10.0%时，密度为6.82 g·cm−3，这说明当有过量的(Cr,La)2(C,N)加入时，Ti(C,N)基金属陶瓷的孔隙增多，陶瓷表面孔洞可从图10观察看出。
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图 6 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷密度Figure 6. Density of the Ti(C,N)-based cermets with different mass fraction of (Cr,La)2(C,N)由图7可知，Ti(C,N)基金属陶瓷的抗弯强度随着(Cr,La)2(C,N)添加量的增加先增大后减小，当(Cr,La)2(C,N)质量分数达到5.0%时，抗弯强度达到最大，为2002 MPa，继续添加(Cr,La)2(C,N)，抗弯强度迅速降低。金属陶瓷的抗弯强度增大是由于(Cr,La)2(C,N)的添加能有效细化Ti(C,N)基金属陶瓷晶粒，引起细晶强化，以及La元素促进Ti、W、Mo、Cr、Ta等元素的扩散，使粘接相中的合金元素逐渐增多，引起固溶强化[11]。当(Cr,La)2(C,N)的添加量过大时，试样内部的孔隙率会逐渐增大[15]，且粘接相分布不均，形成“钴池”，这些因素导致抗弯强度迅速减小。
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图 7 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷抗弯强度Figure 7. Bending strength of the Ti(C,N)-based cermets with different mass fraction of (Cr,La)2(C,N)由图8可知，Ti(C,N)基金属陶瓷的维氏硬度随(Cr,La)2(C,N)添加量增加先增大后减小，当(Cr,La)2(C,N)的质量分数从0变化到5.0%，维氏硬度从1595 MPa提高至1643 MPa，这是由于添加(Cr,La)2(C,N)能使Ti(C,N)基金属陶瓷晶粒细化，而细化的晶粒可以提高金属陶瓷的硬度；另一方面，La元素能够促进Ti、W、Mo、Ta、Cr等元素向粘接相晶格扩散，由于固溶强化的作用，这也能提高Ti(C,N)基金属陶瓷的硬度。但当(Cr,La)2(C,N)的质量分数超过5.0%时，Ti(C,N)基金属陶瓷的硬度便迅速降低，这由于过量的(Cr,La)2(C,N)的加入使陶瓷的孔隙增多造成的。
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图 8 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷的维氏硬度Figure 8. Hardness of Ti(C,N)-based cermets with different mass fraction of (Cr,La)2(C,N)由图9可知，当(Cr,La)2(C,N)的质量分数小于2.5%时，Ti(C,N)基金属陶瓷的断裂韧性随着(Cr,La)2(C,N)质量分数的增加基本保持不变。(Cr,La)2(C,N)质量分数继续增大，金属陶瓷的断裂韧性迅速提高，当(Cr,La)2(C,N)质量分数达到7.5%时，断裂韧性达到最高，之后断裂韧性随(Cr,La)2(C,N)质量分数的增大而急剧降低。这是由于当(Cr,La)2(C,N)添加量不大时，其分布相对不均匀，细化晶粒的作用不明显，导致断裂韧性无明显变化，而当(Cr,La)2(C,N)质量分数大于2.5%时，断裂韧性均高于不添加(Cr,La)2(C,N)的金属陶瓷。图11为添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷试样裂纹扩展形貌。三种方式可显著提高断裂韧性：一是细化晶粒可提高材料的断裂韧性；二是添加(Cr,La)2(C,N)后，裂纹偏转角度较大，当裂纹尖端需要较大偏转时，会分裂成两条新裂纹，绕开Ti(C,N)晶粒向不同方向扩展，从而消耗更多能量，分散裂纹尖端应力，如图11（b）所示；三是在Ti(C,N)基金属陶瓷中无芯晶粒会提高材料的断裂韧性[13−14]，这主要是因为典型的黑芯–灰环结构在界面处的结合力不强，易发生断裂，而无芯晶粒由于不存在芯–环结构，故其断裂韧性会明显改善。另外，试样中存在孔隙也会严重恶化金属陶瓷的断裂韧性。
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图 9 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷的断裂韧性Figure 9. Fracture toughness of the Ti(C,N)-based cermets with different mass fraction of (Cr,La)2(C,N)![]()
图 11 添加不同质量分数(Cr,La)2(C,N)的Ti(C,N)基金属陶瓷裂纹扩展形貌：（a）0%；（b）5.0%；（c）7.5%；（d）10.0%Figure 11. Crack growth morphologies of the Ti(C,N)-based cermets with different mass fraction of (Cr,La)2(C,N): (a) 0%; (b) 5.0%; (c) 7.5%; (d) 10.0%3. 结论
（1）以Cr2O3、La2O3、炭黑为原料，使用高温碳管炉，在1400 ℃保温4 h条件下制备了平均粉末粒径为8 μm、游离碳质量分数为0.14%、氮质量分数为4.41%、氧质量分数为0.44%的单相(Cr,La)2(C,N)固溶体粉末.
（2）Ti(C,N)基金属陶瓷的抗弯强度、硬度和断裂韧性都随着添加(Cr,La)2(C,N)质量分数的增加先增大后减小。当(Cr,La)2(C,N)质量分数为5.0%时，金属陶瓷的抗弯强度和硬度达到最大值，分别为2002 MPa和1643 MPa；当(Cr,La)2(C,N)质量分数为7.5%时，金属陶瓷的断裂韧性达到最大值11.78 MPa·m1/2。当(Cr,La)2(C,N)的质量分数为5.0%时，Ti(C,N)基金属陶瓷的综合性能达到最佳，抗弯强度为2002 MPa，硬度为1643 MPa，断裂韧性为11.22 MPa·m1/2。
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图 1 粉末升温和降温的差示扫描量热分析曲线
Figure 1. DSC curves of the powders in the heating and cooling process
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图 2 粉末和热压态钢X射线衍射图谱
Figure 2. X-ray diffraction patterns of the powders and as-VHP steels
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图 3 原始粉末显微形貌：（a）低倍；（b）高倍
Figure 3. Microstructures of the raw powders: (a) lower magnification; (b) higher magnification
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图 5 热压态抛光面光学显微形貌：（a）1100 ℃;（b）1150 ℃
Figure 5. Optical microstructures of the polished surfaces of the as-VHP steels: (a) 1100 ℃; (b) 1150 ℃
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图 6 热压态试样显微组织形貌：（a）1100 ℃;（b）1150 ℃
Figure 6. Microstructures of the as-VHP steels: (a) 1100 ℃; (b) 1150 ℃
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图 7 淬火+回火态试样显微形貌：（a）1100 ℃热压，1150 ℃淬火，500 ℃回火；（b）1150 ℃ 热压，1150 ℃淬火，500 ℃回火；（c）1100 ℃热压，1150 ℃淬火，550 ℃回火；（d）1150 ℃热压，1150 ℃淬火，550 ℃回火
Figure 7. Microstructures of the as-VHP steels after quenching at 1150 ℃ and tempering: (a) VHP at 1100 ℃ and tempering at 500 ℃; (b) VHP at 1150 ℃ and tempering at 500 ℃; (c) VHP at 1100 ℃ and tempering at 550 ℃; (d) VHP at 1150 ℃ and tempering at 550 ℃
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图 8 热压块体钢1150 ℃淬火、500 ℃和550 ℃回火后的硬度
Figure 8. Hardness of the VHP steels after quenching at 1150 ℃ and tempering at 500 ℃和550 ℃
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图 9 热压钢1150 ℃淬火、500 ℃和550 ℃回火后的三点弯曲强度
Figure 9. Three-point bending strength of the VHP steels after quenching at 1150 ℃ and tempering at 500 ℃和550 ℃
表 1 原料粉末化学成分（质量分数）
Table 1 Chemical composition of the raw powders
% C Cr V Mo Nb Fe 2.6 26.0 2.3 1.1 1.4 余量 
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