不同預(yù)合粉對(duì)鎳鉬銅鑄鐵組織和力學(xué)性能的影響

不同預(yù)合粉對(duì)鎳鉬銅鑄鐵組織和力學(xué)性能的影響

中國(guó)鐵粉產(chǎn)品的產(chǎn)量雖然很大，但中、高強(qiáng)度產(chǎn)品的發(fā)展相對(duì)緩慢。要提高鐵基燒結(jié)材料的強(qiáng)度,就要充分發(fā)揮合金元素的強(qiáng)化作用;對(duì)于低合金鋼,合金元素均勻分布且充分固溶對(duì)提高性能有很大的作用。孔隙性質(zhì)和基體的顯微組織共同決定了燒結(jié)鐵基材料的最終力學(xué)性能,而顯微組織與合金元素的均勻化程度、燒結(jié)工藝和熱處理工藝有關(guān)。不同的預(yù)合金化方法對(duì)孔隙形貌、顯微組織和力學(xué)性能的影響是不同的。若合金元素以元素粉末形式加入,則容易出現(xiàn)偏析,材料性能會(huì)由于顯微組織不均勻而得不到充分提高。將鐵粉與合金元素粉末經(jīng)過(guò)擴(kuò)散處理后,燒結(jié)過(guò)程中合金元素能進(jìn)一步擴(kuò)散,從而提高組織的均勻化程度和制品性能。完全預(yù)合金粉燒結(jié)鋼可以使合金元素均勻分布,組織一致性好,但是粉末的壓縮性差。R.S.Hwang等采用注射成形工藝也制備出顯微組織很均勻的低合金鋼,這是由于粉末細(xì)小(1~10μm),活性高,擴(kuò)散快,使得合金元素分布更均勻,其抗拉強(qiáng)度和延伸率較傳統(tǒng)方法制備的材料有大幅度提高。本文通過(guò)使用不同的原料粉末重點(diǎn)研究顯微組織的變化及其對(duì)力學(xué)性能的影響。1粉末制備和燒結(jié)實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)了3種原料粉末。(a)是混合粉,采用水霧化鐵粉(粒度<120μm)、電解銅粉和元素鎳粉(粒度<75μm),以及鉬粉(粒度<10μm)配制成化學(xué)組成為Fe-xNi-0.5Mo-1.5Cu-0.4C(x=2,4,數(shù)據(jù)均為質(zhì)量分?jǐn)?shù),%,以下同)的2種粉末原料,添加0.5%硬脂酸鋅后直接混合制得;(b)是部分(擴(kuò)散)預(yù)合金粉,采用上述的水霧化鐵粉、電解銅粉、元素鎳粉和鉬粉配制成Fe-2Ni-0.5Mo-1.5Cu的粉末,在氫氣保護(hù)氣氛下,于800℃預(yù)擴(kuò)散處理2h,然后添加0.4%C和0.5%硬脂酸鋅經(jīng)球磨混和;(c)是完全預(yù)合金粉,采用Fe-2Ni-0.5Mo水霧化合金粉為基粉,并添加1.5%Cu粉(粒度<75μm)、0.4%C、0.5%硬脂酸鋅,然后均勻混合制得非嚴(yán)格意義上的完全合金粉。3種粉末均在500MPa的壓力下壓制成形,將壓坯在真空氣氛(真空度<0.1Pa)中進(jìn)行燒結(jié),在1150℃溫度下保溫1h,再在870℃淬火,密度達(dá)6.9g/cm3左右。其中含4%Ni的混合粉在1250℃燒結(jié)1h,密度為7.35g/cm3。在AEL-200電子分析天平上用排水法測(cè)量燒結(jié)態(tài)樣品的密度。用D/MAX-RA型X射線衍射儀分析合金元素的固溶情況。材料的力學(xué)性能測(cè)試在萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。用德國(guó)F1-M3光學(xué)顯微鏡分析金相顯微組織,并在日本JSM-5600LV掃描電鏡上觀察斷口形貌。2結(jié)果與討論2.1混合粉對(duì)燒結(jié)鋼孔隙形貌的影響3種粉末的XRD譜如圖1所示?；旌戏壑蠧u、Ni、Mo的衍射峰較強(qiáng)。經(jīng)過(guò)部分預(yù)合金化后,Cu、Ni、Mo衍射峰變?nèi)?部分預(yù)合金元素?cái)U(kuò)散到鐵顆粒中。完全預(yù)合金化粉末中Ni、Mo完全進(jìn)入鐵顆粒中,Ni、Mo的衍射峰消失。圖2所示為燒結(jié)鋼未腐蝕樣品的孔隙形貌。原料粉末中合金元素的存在狀態(tài)一定程度上影響了燒結(jié)鋼的孔隙形貌?；旌戏蹮Y(jié)鋼中殘留的孔隙大小不均勻,可能是Ni、Mo等元素與Fe原子間的不對(duì)稱擴(kuò)散遺留下的,當(dāng)Cu存在偏析的時(shí)候也會(huì)殘留較大的孔隙。完全合金粉燒結(jié)鋼中的孔隙較小,而且分布相對(duì)均勻。2.2金相組織2.2.1u-0.5mo-1.4c混合粉燒結(jié)鋼的顯微組織圖3所示為Fe-2Ni-0.5Mo-1.5Cu-0.4C混合粉燒結(jié)鋼的顯微組織。圖中:P代表珠光體,如腐蝕較深的區(qū)域;V代表孔洞,在深黑色的區(qū)域;N代表富Ni區(qū),為白色的區(qū)域;M代表馬氏體,是腐蝕較淺的區(qū)域;A代表奧氏體。顯微組織主要由珠光體和鐵素體構(gòu)成,有少量馬氏體。富Ni區(qū)邊界明顯,說(shuō)明Ni在燒結(jié)過(guò)程中的擴(kuò)散均勻化能力很有限。淬火組織也很不均勻,有馬氏體,鐵素體和少量殘余奧氏體。富Ni區(qū)的界限不像燒結(jié)態(tài)那樣清晰,說(shuō)明Ni在熱處理的過(guò)程中仍有一定程度的擴(kuò)散。上述復(fù)雜組織的形成是由于各個(gè)區(qū)域的微觀化學(xué)成分存在差異,不同成分的區(qū)域?qū)床煌臋C(jī)制發(fā)生轉(zhuǎn)變。在混合粉燒結(jié)鋼中,合金元素粉末隨機(jī)分布在鐵顆粒之間,燒結(jié)過(guò)程中合金元素向鐵顆粒內(nèi)部擴(kuò)散。其中C的擴(kuò)散速度最快,Ni、Mo、Cu擴(kuò)散速度的快慢為:Mo>Ni>Cu,但是均勻化程度最差的是Ni,而不是Cu。原因是燒結(jié)溫度在Cu的熔點(diǎn)之上,Cu產(chǎn)生瞬時(shí)液相后沿鐵顆粒鋪展,能迅速擴(kuò)散到鐵顆粒中,促進(jìn)了它的均勻化,故Ni成為均勻化最困難的元素,顯微組織中往往存在富Ni區(qū)。C雖然在20min左右就固溶到鐵顆粒中,但是它的均勻化需要一定時(shí)間。由于合金元素降低了C在奧氏體中的擴(kuò)散速度,造成C在合金元素含量高的區(qū)域不容易擴(kuò)散,故富C區(qū)為合金元素含量低的區(qū)域。在富C區(qū),當(dāng)C含量達(dá)到共析成分時(shí),發(fā)生共析轉(zhuǎn)變得到珠光體。合金元素含量高、C含量很低(低于共析成分)的區(qū)域轉(zhuǎn)變成鐵素體+珠光體。在Ni的富集程度高的區(qū)域,由于Ni是奧氏體穩(wěn)定化元素,在較小的冷卻速度下就能得到M或M+殘A。圖4所示為Fe-4Ni-0.5Mo-1.5Cu-0.4C混合粉燒結(jié)鋼在1250℃燒結(jié)后的顯微組織.圖4表明混合粉燒結(jié)后的組織由鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體構(gòu)成。珠光體數(shù)量減少,貝氏體很明顯。B代表貝氏體,是晶粒邊界灰色的粒狀或針狀組織。F代表鐵素體。淬火后得到較均勻的馬氏體和少量的貝氏體,與圖3(b)中的隱針馬氏體相比,圖4(b)中的馬氏體較粗大。可見(jiàn)即使是高溫?zé)Y(jié)也很難使合金元素?cái)U(kuò)散均勻,仍出現(xiàn)復(fù)雜的顯微組織。圖4(a)與圖3(a)相比,一個(gè)顯著區(qū)別是貝氏體的出現(xiàn),且富Ni區(qū)明顯增多而邊界變得模糊,這是由于高的燒結(jié)溫度使合金元素進(jìn)一步擴(kuò)散。貝氏體形成于過(guò)冷奧氏體中貧C、合金元素含量接近或稍高于平均成分的區(qū)域。冷卻時(shí)先以共格切變的方式形成鐵素體,由于這種鐵素體是過(guò)飽和的,其中的C會(huì)從鐵素體中脫溶并向奧氏體中擴(kuò)散,當(dāng)C濃度達(dá)到一定值時(shí)出現(xiàn)碳化物,這就是貝氏體組織。C的均勻化受到合金元素的影響,當(dāng)合金元素分布均勻后,C也趨向于均勻分布,故珠光體的數(shù)量隨著富C區(qū)的擴(kuò)散而變少。同時(shí)高溫促進(jìn)了Ni的擴(kuò)散,Ni能抑制珠光體轉(zhuǎn)變,而發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變,所以貝氏體組織增多。提高Ni含量使Ni對(duì)奧氏體的穩(wěn)定化作用加強(qiáng),更易于在冷卻過(guò)程中獲得較均勻的馬氏體組織,但是高的燒結(jié)溫度使奧氏體晶粒長(zhǎng)大,所得馬氏體較粗大。2.2.2c、ni、cu、ca圖5所示為部分預(yù)合金粉燒結(jié)鋼的顯微組織。圖中顯示粉末擴(kuò)散處理后燒結(jié)態(tài)的顯微組織仍然很不均勻,出現(xiàn)了珠光體、貝氏體、馬氏體和鐵素體的混合組織。與圖3(a)相比,Ni元素的均勻程度有明顯的改善,沒(méi)有邊界分明的富Ni區(qū)存在,且珠光體減少,貝氏體增多。對(duì)部分預(yù)合金粉,部分合金元素進(jìn)入Fe晶格中,使Fe的晶格發(fā)生畸變,能量升高,更有利于擴(kuò)散的進(jìn)行,同時(shí)Cu的液相能有效地?cái)y帶Ni一起擴(kuò)散,促進(jìn)Mo、Ni、Cu的均勻化。擴(kuò)散處理和在高溫下燒結(jié)的相似的效果就是提高了C及Ni的均勻性,富C區(qū)和富Ni區(qū)向四周有更大程度的擴(kuò)散。同樣由于Ni強(qiáng)烈推遲珠光體轉(zhuǎn)變的作用,部分預(yù)合金粉燒結(jié)鋼則由于Ni更大程度的擴(kuò)散而阻礙珠光體轉(zhuǎn)變,使樣品中出現(xiàn)了貝氏體。隨著成分的均勻化,珠光體減少,貝氏體增多,而圖3(a)中由于有明顯的富C區(qū)和富Ni區(qū),出現(xiàn)了大量的珠光體,而未出現(xiàn)貝氏體。同時(shí),Ni的均勻化使得圖5(b)的淬火組織中馬氏體增多。2.2.3金器中的碳化物圖6所示為完全預(yù)合金粉燒結(jié)鋼的顯微組織,從圖中可以看出,在鐵素體基體上分布有很多細(xì)小的且不規(guī)則的碳化物顆粒,局部區(qū)域有少量的珠光體。淬火后得到較均勻的馬氏體和少量的殘余奧氏體。完全預(yù)合金化后Mo、Ni、Cu、C都均勻分布,由于C的均勻化需要一定時(shí)間,所以C沒(méi)有完全擴(kuò)散均勻,在富C區(qū)形成了少量的珠光體。在冷卻的過(guò)程中以共格切變的形式形成鐵素體,當(dāng)C從這種過(guò)飽和的固溶體中析出時(shí)就得到碳化物分布在鐵素體基體中的顯微組織,這種顯微組織可以看成是由貝氏體退化而成的。淬火組織比圖3(b)、圖5(b)簡(jiǎn)單,得到比較均勻的隱針馬氏體和少量的殘余奧氏體。2.3試驗(yàn)燒結(jié)的材料微觀成分均勻性不同導(dǎo)致顯微組織的改變,從而對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生較大的影響?；旌戏蹮Y(jié)鋼的力學(xué)性能最差,經(jīng)過(guò)預(yù)合金化和在較高的溫度燒結(jié)都提高了材料的力學(xué)性能(見(jiàn)表1)?；旌戏蹮Y(jié)鋼中Ni偏聚于Fe顆粒表面,當(dāng)Ni的擴(kuò)散程度小、均勻化程度差時(shí),其合金化作用得不到發(fā)揮,故材料的力學(xué)性能較差。在1250℃燒結(jié)的混合粉燒結(jié)鋼的抗彎強(qiáng)度最高,這是由于提高Ni含量使固溶強(qiáng)化作用增大,并且由于高溫?zé)Y(jié)提高了密度,能充分發(fā)揮合金元素的強(qiáng)化作用。而沖擊韌性并不是最高的,原因是沖擊韌性對(duì)顯微組織敏感,高的燒結(jié)溫度使晶粒長(zhǎng)大,導(dǎo)致沖擊韌性降低。部分預(yù)合金粉燒結(jié)鋼中合金元素經(jīng)過(guò)預(yù)擴(kuò)散,燒結(jié)時(shí)擴(kuò)散更充分,合金化作用更顯著。在顯微組織中,貝氏體組織增多也在一定程度上提高了燒結(jié)鋼的力學(xué)性能。完全預(yù)合金粉燒結(jié)鋼中合金元素完全固溶,力學(xué)性能得到充分提高。當(dāng)Cu含量超過(guò)0.5%時(shí),Cu在慢冷過(guò)程中能從固溶體中析出富Cu顆粒,起到沉淀硬化的效果。Mo與C生成碳化物,從固溶體中析出時(shí)具有硬化作用。因此完全合金粉燒結(jié)鋼有較高的綜合力學(xué)性能。2.4混合金粉燒結(jié)鋼的斷裂特征圖7所示為抗彎斷口形貌。圖中T代表脆性斷裂,D代表延性斷裂。從圖7(a)可看出混合粉燒結(jié)鋼的斷裂形式為韌性和脆性混合型斷裂方式,只有局部區(qū)域有明顯的韌窩。部分預(yù)合金粉燒結(jié)鋼主要是延性斷裂特征,局部區(qū)域呈脆性斷裂。完全預(yù)合金粉燒結(jié)鋼是典型的韌性斷裂,有明顯的韌窩,斷裂過(guò)程中發(fā)生了較大程度的塑性變形。造成這種差異的原因是由于微觀組織不均勻,在混合粉燒結(jié)鋼和部分預(yù)合金粉燒結(jié)鋼中孔隙不規(guī)則且存在大孔,容易在局部區(qū)域產(chǎn)生應(yīng)力集中。在孔隙的尖角處達(dá)到斷裂極限時(shí)則發(fā)生斷裂,不能通過(guò)塑性變形來(lái)緩和這種應(yīng)力,于是在局部的區(qū)域呈脆性斷裂的特征。在完全預(yù)合金粉燒結(jié)鋼中,顯微組織均勻,在鐵素體基體上分布碳化物顆粒,孔隙大小也較均勻,因此在整個(gè)斷面上應(yīng)力分布較均勻,能發(fā)生較大程度的塑性變形。3力學(xué)性能及斷裂強(qiáng)度1)顯微組織取決于合金元素的分布。對(duì)燒結(jié)態(tài)顯微組織,混合粉燒結(jié)鋼主要為珠光體和鐵素體。1250℃燒結(jié)含4%Ni的混合粉合金鋼中貝