随着生产技术的进步 ,以镶铸法为基础开发的连续浇铸成型法(CPC法2Continuous P ouring Process for Cladding)以其优良的性能价格比成为比较优秀的新一代双金属复合材料制造方法[1],特别是在高碳钒系高速钢复合轧辊的制造上显示了极大的优越性。目前国内外对双金属复合材料的界面研究主要是针对板形双金属复合材料而开展的[2 ,3 ],而对于圆柱形双金属复合材料的界面研究很少 ,因而不能有效地指导和控制像高速钢/结构钢复合轧辊这样重要产品的开发与生产。本试验采用砂型镶铸法研究了不同工艺条件下 ,高碳钒系高速钢与 45 #钢双金属复合材
料界面形态及结构的影响 ,为双金属复合材料的界面设计和制备提供理论依据。
1 试验方法
高速钢成分为优化的 C2Cr6Mo2W5V8 ,组织中含有大量弥散分布的颗粒状MC型碳化物[4]。采用液固结合法使高速钢熔体和芯材获得结合。在 50 kg酸性感应炉内熔炼 ,浇铸温度 1 600℃。芯材材质为 45 #钢 ,分三种表面状态:表面未处理 ,预热至400 ℃ 和芯材表面喷涂。在管式炉内 450 ℃等温 10 min ,对芯材进行预热处理。喷涂铁基合金粉。通过改变芯材直径和型腔直径两种方式改变外层材料与芯材的体积比(镶铸比) ;镶铸工艺的示意图如图1 所示。试样制备完成后 ,先用水冷砂轮切片机从试样中部取样 ,再用线切割机切成小样品。
2 试验结果与讨论
2. 1 双金属复合材料的界面结构
双金属复合材料的结合界面主要由以下部分组成。①扩散层:位于芯材的最外层 ,主要特征是出现粒状珠光体或片状珠光体 ,体积分数高于芯材的内部 ,见图 2。②激冷凝固层:由于芯材的激冷作用 ,外层高速钢以芯材表面为基底快速凝固而形成如图2 ,图3所示。③方向性生长层:激冷凝固层形成以后 ,外层材料在凝固时还存在着较大的径向温度梯度。外层材料的凝固组织在径向温度梯度的作用下表现出了明显的方向性生长 ,如图3所示。④正常凝固层:在方向性生长层形成以后 ,芯材对外层材料的激冷作用明显减弱 ,外层材料的凝固组织已没有明显的方向性 ,如图3所示。
2. 2 体积对比结合界面的影响
图3示出了8. 0 ,10. 1和15. 0 这 3 种体积比下 ,双金属复合材料的结合界面形貌。可见 ,随镶铸比提高 ,外层材料方向性长大的倾向逐步减小。外层材料的方向性层可以分为两个部分:①由于芯材的激冷作用较强 ,靠近结合线处的外层材料并未明显表现出显著的方向性生长倾向 ,为随机取向的胞状晶粒; ②离结合线相对较远的部分 ,由于芯材的激冷作用相对较弱 ,在此处形成了较稳定的温度梯度 ,其晶粒生长表现出了明显的方向性 ,呈沿径向传热方向拉长的胞状晶粒。由图3可见 ,体积比为15. 0的结合界面同体积比为 8. 0 ,10. 1 的结合界面相比 ,其方向性生长层的厚度明显减小 ,其晶粒形状已不似后两者那样具有明显的方向性生长 ,在胞状晶粒的晶界处已经出现了尺寸较大的碳化物。此外 ,在体积比为1. 25 ,芯材表面未经预热处理的条件下发现外层材料的凝固组织为沿径向传热方向的棒状共晶组织。在靠近结合线处的冷速较快 ,其棒状伪共晶组织较为细小 ,随着远离结合线芯材的激冷作用逐步减弱 ,棒状共晶组织逐步粗化。当温度梯度进一步降低时 ,棒状共晶组织逐步转变为粒状碳化物组织。如图4所示。这种现象的出现是与冷却速度密切相关的。外层材料为接近共晶成分的过共晶成分 ,当冷速较快时容易形成伪共晶组织。逐步远离结合线时 ,冷却速度降低 ,就又逐渐偏离了伪共晶组织 ,并开始析出粒状碳化物。
体积比也对芯材组织产生了明显影响。体积比的提高也提高了外层材料与芯材的热作用时间 ,跨越结合线进行的热扩散明显加强。热扩散的加强有利于提高界面结合强度 ,但也会使芯材的晶粒明显长大。比较图 3 a～图 3 c 可见 ,体积比为 8. 0时 ,结合线附近的芯材组织为粒状珠光体 ,其晶粒也较为细小。体积比为10. 1和15. 0 时 ,芯材组织明显粗化 ,靠近结合线处的芯材组织为片状珠光体。这表明在外层钢液的作用下 ,在体积比为8. 0时 ,靠近结合线附近的芯材刚刚进入奥氏体相区 ,是在奥氏体成分极不均匀的条件下开始冷却的 ,故而在结合线附近获得了粒状珠光体。而在体积比为10. 1和15. 0 的条件下 ,外层钢液带入的过热热量相对较多 ,靠近结合线附近的芯材已经完全进入了奥氏体相区 ,并在热扩散的作用下 ,发生了碳向芯材的扩散 ,并最终形成了片状珠光体。
2. 3 芯材表面状态对结合界面的影响
表2给出了在获得界面结合的前提下 ,芯材表面状态对界面结构的影响。可见经预热处理后 ,芯材一侧的方向性生长层的厚度明显小于未处理的芯材 ,这表明通过对芯材预处理 ,减小了对外层材料的激冷作用。但预处理温度不能过高 ,否则容易在表面产生氧化皮 ,降低界面结合性。
采用经表面喷涂处理后的芯材所获得的结合界面结构如图3 d所示。由于喷涂层的阻碍作用 ,在芯材一侧未出现扩散层 ,同时喷涂层的存在也减小了芯材对外层材料的激冷作用 ,其方向性生长层较短。由于定向凝固层和喷涂层交织在一起 ,很难准确地确定方向性生长层的宽度 ,故而表 2 未列出其宽度 ,但可以肯定的是其定向凝固层的宽度明显小于前两种工艺。同时需要注意的是 ,尽管喷涂层对外层材料具有较好的结合性 ,但喷涂层内不够致密 ,层内孔洞较多(见图 3 d) ,而且由于表面喷涂层容易吸附气体 ,导致界面剥离(见图5) ,从而降低成品率。
2. 4 热处理对结合界面的影响
图6示出了经热处理后 ,双金属复合材料的结合界面。可见热处理几乎没有改变组织的方向性生长倾向。在靠近结合线处的外层材料(即激冷凝固层和方向性生长层的起始部分)经热处理后出现了较多的残余奥氏体 ,形成了残余奥氏体层。同时可见经热处理后 ,芯材一侧碳的扩散明显加剧。界面结构中的残余奥氏体层的出现与热处理密切相关。靠近结合线处外层材料的凝固速度较快 ,因此可以固溶一定量的碳及合金元素。当进行热处理时 ,在热和浓度梯度的作用下 ,碳将向芯材进行扩散 ,而扩散能力相对较弱 ,合金元素将滞留原处 ,因此会明显增加奥氏体稳定性 ,并导致淬火过程中残余奥氏体层的产生。
3 结 论
(1) 采用砂型镶铸法成功地制备了新型高速钢/ 45 #钢双金属复合材料。在本试验条件下只有在外材与芯材体积比大于8. 0的条件下才有可能获得界面结合。
(2) 提高体积比和对芯材进行预热处理均有利于获得界面结合。但体积比过大会降低复合材料整体强韧性能。另外在对芯材表面进行预热过程中容易生成氧化皮 ,故预热温度只能在200～400 ℃之间。表面喷涂处理可以显著提高界面结合性 ,但喷涂工艺复杂且成品率不高。
(3) 双金属复合材料的界面结合机理为扩散结合。结合界面主要由扩散层、 激冷凝固层、 方向性生长层和等轴晶层组成。在砂型镶铸条件下 ,高速钢的凝固组织主要表现为沿径向传热方向拉长的胞状晶 ,随体积比的增加 ,径向拉长的倾向不断减弱。在体积比为1. 25时 ,由于芯材对钢液的过度激冷 ,出现了棒状伪共晶组织。
(4) 热处理几乎没有改变结合界面的组织形态。但在靠近结合线处的外层材料经热处理后出现了较多的残余奥氏体 ,形成了残余奥氏体层 ,同时芯材一侧碳的扩散明显加剧。
参考文献略
本站文章未经允许不得转载；如欲转载请注明出处，北京桑尧科技开发有限公司网址：http://www.sunspraying.com/
|
