D9158铁基高温合金直接时效处理研究.doc

中北大学2010届毕业论文1 引言模具作为一种重要的加工工艺装备，已经成为制约我国现代制造业发展的关键因素之一。模具加工具有效率高、质量好、节约原材料、降低成本等优点，因而被广泛应用于机械工业生产的各个领域。在模具中被广泛应用的热作模具主要用于热变形加工和压力铸造。其工作特点是在外力作用下，使加热固体金属材料产生一定的塑性变形，或者是高温的液态金属制造成型，从而获得各种所需形状的毛坯。而热挤压模的工作条件恶劣，既承受压应力和弯曲应力，脱模时还承受一定的拉应力。另外，还受到冲击负荷的作用。模具与炽热金属接触时间较长，使其受热温度比锤锻模温度更高，尤其是挤压钢件和难熔金属时，工作温度高达6008001。本文所研究的是为满足氧气瓶、大弹体生产中大量消耗的热挤压模具。大弹体热挤压模具温度升高快、急冷急热、受力复杂的工作条件要求模具材料必须具备良好的综合机械性能。如高的高温强度和热稳定性、足够的韧性、良好的热疲劳和热磨损抗力等。根据目前国内外热挤压模具材料的应用现状和发展趋势以及国情2,3，所研制的合金应是以多种元素复合合金化达到综合强化（如固溶强化、析出强化、晶界强化等）效果的铁基合金。合金工作温度应达到650800，并具有良好的焊接性和机械加工性能4 。模具的性能好坏、寿命长短，直接影响着产品的质量和经济效益，而模具材料的热处理以及表面处理是影响模具寿命诸因素中的主要因素。由于弹体热拔伸成型模具，工作时受力大，模腔表面温度高（600800），这不仅影响钢的化学稳定性，还会降低钢的强度，并且一般在急冷急热的条件下服役，所以工作条件相当恶劣。目前，国内外热拔伸挤压模具的寿命普遍较低，已影响到炮弹的生产和生产成本5。研制新模具材料，提高模具的使用寿命，降低生产成本，仍是亟待解决的课题6。本课题所研究材料是用自己配备成分的自制焊条堆焊而成的D9158型铁基高温合金，该合金是属于固溶强化型和沉淀强化型高温合金，是为了满足氧气瓶和大弹体生产中大量消耗的热挤压模具的需要而研制的。该铁基高温合金堆焊后经过时效处理，在奥氏体基体上析出大量弥散分布的金属间化合物Laves相和合金碳化物M6C等强化相，使合金获得良好的综合性能，在大弹体成型热拔伸模具中取得良好的经济效益。根据直接使用情况的要求，对堆焊态合金采用直接时效热处理工艺，通过硬度分析、X射线衍射分析、金相分析、能谱和扫描分析对该D9158铁基高温合金各时效状态的组织性能的变化规律进行探讨，为合金热处理工艺的制定提供依据，以期进一步挖掘材料潜力，更好地进行推广应用。2 试验过程21 试样制备2.1.1 实验材料本次实验采用的是以Cr、Ni，W、Mo、C、Cr、Ni、W、Mo、V、等多元强化的铁基高温合金。该合金的成分应能保证热做模具模圈有足够的高温强度和高温硬度；由于模具在工作时承受很大的冲击力和较大的摩擦磨损，因此该合金应具备良好的耐磨性和一定的韧性；热做模具圈在工作过程中还由于急冷急热，从而产生交变热应力的作用并常引发龟裂现象热疲劳，因而该合金还应具有很高的抗热疲劳性能和抗氧化性能以及较小的热变形。由于实验条件，本次实验的基体材料选用Q235钢。（1）D9158铁基合金的设计成分如下：表2.1 D9158铁基合金的成分种类CMnSiCrNiWMoVS.P含量（%）0.31-0.331.0-1.50.4-0.810.5-1210.5-128-94-50.6-10.032.1.2 试样的制备采用高合金钢焊丝，通过药皮过渡合金成分的复合研制方法，研制一定成分的铁基高温合金堆焊焊条。在SC101型鼓风电热恒温干燥箱中对焊条进行150保温1.5h处理，用来保证焊条的干燥。我们用直流焊机（ZXG-300型）将焊条堆焊成试样，焊机工作电流为110A，工作电压为20V13。Q235板材的大小为150804mm。在Q235板材上堆焊三个大小均匀D9158铁基合金的试样，堆焊层高度为8mm厚。由于焊接时每个试样连在一起，所以要把它们锯开，以便进行实验操作。用砂轮将锯开的单个试样进行打磨，把上下表面打磨平整、周围打磨圆滑，直到试样变得规则、圆滑为止。2.1.3 试样编号根据热处理实验的要求，共制备了八个试样，其中一个为堆焊态原始试样，其余七个为热处理试样，且都做了可分辨的标记。22 热处理过程2.2.1 热处理工艺的制定高温合金的性能主要取决于它的化学组成和组织结构，当合金成分一定时，影响合金组织的因素有冶炼铸造、塑性变形和热处理工艺，其中热处理工艺对合金组织的影响更为敏感。不同热处理可使合金的晶粒度、强化相、溶解和析出相的数量和颗粒尺寸、甚至晶界状态等不同。所以一种合金经不同热处理后具有不同的组织，因而具有不同的性能和用途8。高温合金时效处理主要作用是改变晶界上析出的碳化物数量、形态和分布，以显著提高合金的持久寿命和塑性。时效处理能使合金充分而均匀析出强化相。在时效温度下不应引起强化相的溶解和聚化，保证强化相的尺寸合适。由合金设计表明: 时效析出的第二相主要有M6C、Laves相、M23C6、MC等。这些碳化物和金属间化合物的析出温度: M6C为7501 150、Laves相为6501100、MC为6001 100、M23C6为6501 100。因此时效温度确定为700、750、800、850；时效时间选为1200 h。根据溶解析出理论,通过时效工艺系列试验,结合组织性能分析,探明时效工艺对合金析出相转变及对组织性能影响的规律11。根据该模具在工厂的直接使用情况，制定了以下的直接时效热处理工艺（见表2.1）。表2.1：试样直接时效热处理工艺试样编号热处理工艺原始堆焊态未作处理00时效750*1小时（空冷）01时效700*3小时（空冷）02时效750*3小时（空冷）03时效800*3小时（空冷）04时效850*3小时（空冷）05时效750*5小时（空冷）06时效750*22小时（空冷）2.2.2 热处理设备的选择热处理常用的加热设备按能源分有燃料加热设备和电加热设备；按工作温度可分为高温炉（1000）、中温炉（6501000）和低温炉（650）。生产上常用的加热设备有电阻炉、浴炉、气体渗碳炉、高频感应加热设备等。炉型的选择应依据不同的工艺要求及工件的类型来决定。热处理设备的选择要从多方面来考虑，包括：经济性、可靠性、配套性、安全性、以及工厂的实际情况等。此次试验根据热处理制定的工艺、经济性、方便性及实验室现有的条件分别选用高温电阻炉和中温电阻炉。所选用的炉子类型如表2.13所示：表2.13 本次实验所用热处理炉工艺名称型号额定功率额定温度备注时效处理箱式电阻炉SX22.5-122.5KW1200三个23 硬度试验硬度是表征金属材料软硬程度的一种性能。通过硬度试验能敏感地反映出金属材料的化学成分和组织结构的差异，因而被广泛用于检查金属材料的性能、热加工工艺的质量或研究金属组织结构的变化。因为洛氏硬度计适用于黑色金属、有色金属、硬质合金、渗碳、氮化层和其他化学处理层及薄形零件的硬度测定，而本文的D9158堆焊合金是高温合金所以本次试验用洛氏硬度计12。在试验中使用的压头类型是金刚石圆锥，故此次的标尺为HRC。洛氏硬度值就是以压痕深度h来计算的。H值越大，硬度值越低；反之，则越高。洛氏硬度值的计算式：HR=(k-h)/0.002，当使用金刚石圆锥压头时，k取0.213。24 光学金相试验2.4.1 试样的制备在切割及热处理过程中可能出现的试样的组织，成分改变，如出现硬化层、氧化层等，在磨制试样的过程中要仔细的清除。试样的制备过程应该是先用由粗到细的金相砂纸打磨，然后在抛光机上先粗抛，再精抛14，抛光过程中，用了适量的抛光膏。2.4.2 显微组织的显示金相显微镜的主要构件：物镜，目镜，光源，光阑，滤光片。此次试验所选用的放大倍数分别为：100倍，400倍。金相分析通过宏观和微观组织检验法，能够研究不同的组织组份，也即各个晶体（相）或晶体群（共晶体、共析体等等）的含量、大小、形态、颜色、位向和硬度等特征。将抛光好的试样表面在化学侵蚀剂中侵蚀或擦蚀，直至表面失去光泽为止。本次实验的化学侵蚀剂为三酸乙醇，其组成成分为：10%硝酸，25%盐酸，50%乙醇，15%过饱和苦味酸。根据在试验过程中实践观察，一般侵蚀的大约时间为五分钟。完成试样的侵蚀后就可以拍摄金相照片了，然后根据金相照片分析该铁基高温合金的组织与相的数量，大小，形态及分布等特征。25 X射线衍射试验X射线衍射是利用X射线在晶体中的衍射现象来分析材料的晶体结构、晶格参数、晶体缺陷（位错等）、不同结构相的含量及内应力的方法。X射线衍射分析是以晶体结构为基础的。每种结晶物质都有其特定的结构参数，包括点阵类型、单胞大小、单胞中原子（离子或分子）的数目及其位置等，而这些参数在X射线衍射花样中均有所反映。X射线在某种晶体上的衍射必然反映出带有晶体特征的衍射花样（衍射位置，衍射强度I）。根据衍射线条的位置再经过一定的处理便可确定物相是什么，这就是物相定性分析。根据衍射线条的位置和强度就可以确定物相的多少，这便是物相的定量分析15。衍射实验时所用试样为金相试验后的试样，衍射仪器的相关数据如下：设备名称：XRDX射线衍射仪（D/maxRB型），实验：物相定性分析，仪器：广角测角仪，条件：Cu靶+石墨晶体单色器，电压 40Kv100mA，扫描速度：5/min（2），计数点：0.02/点 （step width），光栏（狭缝）Ds=SS=1，Rs=0.3。试验时将试样装卡在日本理学电机公司生产的D/max-rB型X-ray衍射仪的特制夹具上以5/min进行衍射扫描分析。扫描完后打印出衍射谱线，然后用Origin软件处理图象。2.6 扫描电子显微镜扫描电子显微镜的成像原理是以类似电视摄像显像的方式，利用细聚焦电子束在样品表面扫描时激发出来的各种物理信号来调制成像。由于扫描电子显微镜的景深远比光学显微镜大，可以用它进行显微断口分析。用显微电子显微镜观察断口时，样品不必复制，可以直接进行观察，这给分析工作带来极大的方便。扫描电子显微镜不只是分析形貌像，它可以和其它仪器相配合，使人们能在同一台仪器上进行形貌、微区成分和晶体结构等多种显微组织结构信息的同位分析。扫描电子显微镜是由电子光学系统，信号收集处理、图像显示和记录系统，真空系统三个基本部分组成21 。 扫描电子显微镜的电子图像对试样表面的凹凸十分敏感，可显示金相试样表面的组织、形貌。其试样的制备方法与光学金相实验的相同。扫描电子显微镜的分辨率高，景深大，图像清晰，富有立体感。本实验主要利用扫描电子显微镜对试样的焊层的相的组织的形貌，分布进行观察、分析。2.7 电子探针显微分析 电子探针的信号检测系统是X射线谱仪，用来测定X射线特征能量的谱仪叫做能量分散谱仪（EDS）或叫能谱仪。电子探针的功能主要是进行微区成分分析。它是在电子光学和X射线光谱光学原理的基础上发展起来的一种高效率分析仪器。其原理是用细聚焦电子束入射样品表面，激发出样品元素的特征X射线，分析特征X射线的波长（或特征能量）即可知道样品中所含元素的种类（定性分析），分析X射线的强度，则可知道样品中对应元素含量的多少（定量分析）。出专门的电子探针外，有相当一部分电子探针仪是作为附件安装在扫描电镜或透射电镜上，以满足微区组织形貌、晶体结构及化学成分三位一体同位分析的需要。能谱仪的工作原理是：每一种元素都有自己的特征X射线，特征X射线波长的大小取决于能及跃迁过程中释放出的特征能量E，而能谱仪就是利用不同元素X射线光子特征能量不同这一特点来进行成分分析的。21本次实验利用Hitachi SU-1500紧凑型扫描电子显微镜进行表面形貌和横截面形貌观察与分析。对Q235板材上堆焊的D9158合金试样进行分析。其技术指标：放大倍数为5X40000X；加速电压：0.3-30 kV；二次电子像点分辨率nm。3 试验结果31 硬度试验结果首先进行的是原始堆焊态试样的硬度测试，经过数据处理可到其硬度值为24.0HRC.经过热处理后即可对直接时效的七个试样进行硬度测试，所得试验结果如下表3.1： 表3.1 硬度测试数据（HRC）时效温度时效时间7007508008501 h实验结果31.0 29.5 32.4数据处理31.03 h实验结果32 30.1 30.936.5 33 34.734.8 34.0 35.532.5 34.0 35.0数据处理31.034.734.634.35 h实验结果40.0 37.0 38.5数据处理38.58 h实验结果39.5 39.2 36.0 38.5数据处理38.312 h实验结果39.4 39.0 39.7 40.5数据处理 39.416 h实验结果42.5 40.5 39.5 42.4数据处理 41.319 h 实验结果56.8 56.6 57.3 54.2数据处理 56.5622 h实验结果57.5 56.1 57.0 56.6数据处理 56.0处理数据时，在每个试样测试的五个硬度值中选取其中的三四个数据，舍去了其中误差较大的数据，然后求出这几个硬度值的平均值就得出了数据处理的结果。得出各个时效状态下的硬度值后，即可绘制所需的硬度与时效时间及温度的关系曲线。图3.1 3h时效 时效温度-硬度曲线（a）原始堆焊（b）700*3h（c）750*3h（d）800*3h(e）850*3h从图3.1时效温度-硬度曲线来看，当时效时间为3小时，随着温度的升高，硬度增大。当温度达到750时，硬度为最大。温度继续升高，硬度缓慢下降，但是下降值不是很明显，趋于平缓。 图3.2 750下时效时间-硬度曲线(a)原始堆焊(b)7501h(c) 7503h (d) 7505h (e) 7508h (f) 75012h (g) 75016h (h) 75019h （i）75022h从图3.2时效时间-硬度曲线来看，在750条件下，随着时间的增加，硬度增大，但是刚开始增大缓慢，在加热16小时到19小时之间硬度大幅度增加，之后基本变化不明显,19h硬度达到最大。上述硬度试验表明，与原始堆焊状态相比，经各种时效条件处理后硬度都是提高的，其中在750条件下时效19小时硬度值最大。32 金相试验结果如图3.33.5到所示是根据热处理后的金相显微组织的观察后所拍摄的照片。图3.3为原始堆焊试样的金像显微组织照片。图3.3:原始堆焊组织 400 从图3.3很明显的看出原始堆焊态为枝晶组织。其中白色的晶体即为奥氏体枝晶组织。晶内分布有黑色的、少量的颗粒状析出相，枝晶间存在较多的鱼骨状共晶组织。这种颗粒状的析出相即为碳化物，它们是在堆焊后的冷却过程中析出的，但是量很少。 （a）时效700*3小时（空冷） 400 （b）时效750*3小时（空冷） 400 （c）时效800*3小时（空冷） 400 （d）时效850*3小时（空冷） 400 图3.4 （a）-（d）为4种温度下3小时时效的金相显微组织可以看出图3.4中（a）与基体很相近，在晶界上和晶内附着有少量块状和颗粒状析出相。（b）可以看出在晶界上和晶内分别附着有不少的链状、针状和短杆形状、颗粒状的析出相。（c）图中晶粒变小，析出相增多。（d）与（c）比较相似，析出相量大，分布弥散。 （a）时效750*1小时（空冷） 400 （b）时效750*3小时（空冷） 400 （c）时效750*5小时（空冷） 400 （d）时效750*22小时（空冷） 400图3.5（a）-（d）为750下不同时间时效的金相显微组织 从图3.5可以看出：（a）与基体十分相近，为枝晶状组织，晶内分布有黑色的、少量的颗粒状析出相，枝晶间存在较多的鱼骨状共晶组织。（b）可以看出在晶界上和晶内分别附着有不少的链状、针状和短杆形状、颗粒状的析出相。（c）晶粒变细小，析出相增多。（d）析出相明显的大量的析出33 X射线衍射试验结果3.3.1 X射线衍射数据各个试样的衍射数据已制成表（详见附录），从X-射线衍射数据的分析结果来看，堆焊态成分基体为奥氏体，有少量的第二相M6C和laves析出。3.3.2 X射线衍射图图3.6 750下不同时间时效的衍射图谱 从750不同时效时间X射线衍射图来看，原始堆焊态组织基体为奥氏体，有少量的第二相M6C和Laves相析出。而各时效状态合金的主要组成相为基体+M6C+Laves相，其他相谱线微弱，说明其数量及其有限，通过不同时间时效条件的改变各相的含量发生变化。3.7 在不同温度下时效3h的衍射图谱从时效时间3h不同时效温度的X射线衍射图来看，原始堆焊态组织基体为奥氏体，有少量的第二相M6C和Laves相析出。而各时效状态合金的主要组成相为基体+M6C+Laves相，其他相谱线微弱，说明其数量及其有限，通过不同温度时效处理的各相的含量发生变化。3.4 扫描电镜和能谱试验结果3.4.1扫描电镜下照的图片：扫描电子显微镜和金相显微镜相比能更好的反应物质的组织和形貌，因此它被广泛用于金属断口、材料表面形貌、深腐蚀后的组织和第二相的三维立体形貌的观察。试样经过腐蚀后在扫描电子显微镜下进行观察。试验前观察表面必须用酒精清理干净。 图3.7和3.8是时效750*22小时状态下不同放大倍数的图片。 图3.7 时效750*22小时试样扫描电镜下的组织 1000X图3.8时效750*22小时试样扫描电镜下的组织 3000X3.4.2能谱实验对750*22h时效的试样进行了能谱分析：（1）全元素分析 23X（2）晶界析出相的能谱分析 （3）晶内扫描能谱分析 （4）晶内白点能谱分析。详见附录二。4 试验结果分析4. 1 合金元素的成分与作用4.1.1 堆焊合金成分本次试验所用的堆焊合金的设计成分如表4.1所示：表4.1：堆焊合金的设计成分%C0.310.33Si0.40.8Mn1.01.5Cr10.512Ni10.512W89Mo45V0.61S、P0.034.1.2 合金元素的作用铬是提高合金抗氧化性、实现固溶强化的主要元素。当钢中含铬量足够高时，能在其表面上形成一层致密的Cr2O3氧化膜，这种氧化膜在一定程度上能阻止氧、硫、氮等腐蚀气体向钢中扩散，也能阻碍金属离子向外扩散，在一定的温度范围内还能形成一层保护性良好的尖晶石型的复合氧化膜，增强钢的抗高温氧化能力16。另外，铬也是提高钢电极电位的主要元素，因此铬是耐热钢中抗高温腐蚀的重要元素。铬还是形成和稳定碳化物的元素，有很强的吸碳性，并能与铁形成固溶体而强化基体，提高钢的强度、硬度而不降低冲击韧度。在耐热钢中，若铬含量过低，因含铬碳化物的沉淀析出则会产生贫铬区，使邻近晶界贫铬，降低抗氧化能力和耐蚀性，使钢塑性、韧性及强度降低，脆性增加。若铬含量过高，易在钢中形成柱状晶和枝晶偏析，白口倾向增大，工艺性能差，且成本升高。而且它是很强的铁素体形成元素，过高的铬会导致脆性相的生成，并需消耗Ni以平衡基体，再加上我国铬镍资源本身就非常贫乏，所以应综合考虑铬的含量。W、Mo是高熔点金属元素，在高温下可固溶于奥氏体中，提高奥氏体在高温下的持久强度和蠕变抗力，同时降低铬在钢中的扩散系数，阻止Cr23O6的形成，强化铬的固溶化作用。钼是强碳化物形成元素，因此对提高耐热钢的热强性有较好的作用。W、Mo是高温下固溶强化和时效析出弥散强化的主要组成元素，即提高耐热性的主要元素。高温下本合金的析出相主要是金属间化合物（Fe2W、Fe2MO2）即Laves相和合金碳化物M6C、M23C6 、 MC等强化相17。由于Laves相是一种脆性相，一般应控制含量在5%左右。根据资料及前人的实践工作证实，单独的加W或Mo不能形成Laves相。加入5%的（W+Mo）可生成Laves相，而加入10%的W、Mo，且W、Mo的比例为2：1时会有较多的Laves相生成（5%左右）。钒通过形成细小均匀分布的碳化物提高耐热钢的热强性，但它不能强化固溶体，也不能提高固溶体的再结晶温度。钒的碳化物是一种十分稳定的碳化物，有很好的抗蠕变性能18。碳化物强化相MC主要是指VC，VC可在共晶转变时析出，也可以从奥氏体中析出。VC具有较宽的固溶范围，与其它碳化物相比，VC颗粒更细、分布更均匀。VC的存在可以明显地提高耐磨性。M6C为三元碳化物，复杂面心立方结构，单位晶胞中有96个金属原子，16个碳原子，金属原子由大小两种原子组成，大原子为W、Mo元素，小原子为Fe、Co、Ni元素。M6C成分范围很宽，分子式有M3M/3C、M2M4/C、M4M2/C。Nb、Ta也能生成M6C，分子式分别为Nb(CrAl) 3C、Ta(CrAl) 3C。且M6C一般比M23C6稳定，析出温度为7501150，析出峰在9001050左右。M6C的金相形态为晶界链状，有时为片状或针状，甚至呈魏氏组织。晶界链状分布的M6C能提高持久强度，针状或呈魏氏组织形态，会降低塑性9。M6C是该铁基堆焊高温合金的主要强化相之一。其析出量的多少直接影响到材料的硬度指标。一般来讲，M6C析出越多，弥散度越大，则合金的强化效果就越好，硬度也就越高。此外M6C本身的硬度就很高，其洛氏硬度值为73.577HRC，故析出越多对基体的强化作用就越明显。合金中Cr、W、Mo的含量将影响出现的碳化物类型，含W、Mo高的合金易生成M6C，含Cr高的合金易生成M23C6。合金碳化物M6C强化相是W、Mo碳化物，它可以是一次碳化物（共晶碳化物），也可以是二次碳化物（从奥氏体中析出）16。Cr、V、Ti、Nb、Fe等元素可取代部分W而溶于M6C中，在钢中含有3%4%W即可出现一次M6C碳化物。Laves相有三种晶体结构：MgCu2型、MgZn2型和MgNi2型。MgCu2为面心立方结构，单位晶胞中有24个原子，MgZn2和MgNi2型都属于六方点阵，MgZn2型的单位晶胞中有12个原子，MgNi2型的单位晶胞中有24个原子。形成Laves相的A、B二元素中，A为大原子半径的元素，B为小原子半径的元素。高温合金中的Laves相多属于MgZn2型9。低温时效可以析出细小颗粒状的Laves相。高温时效时析出的Laves相常呈短棒状或竹叶状，还有晶界颗粒状Laves相。呈细小弥散质点析出的Laves相可以对合金产生一定的硬化作用。大量针状Laves相会降低室温塑性。少量短棒状的Laves相没有严重有害作用9。Laves相析出温度范围比较宽，约为6501100，其上限温度随成分而异。由于Laves相倾向于高温析出，所以可以利用它进行 细化晶粒工艺，获得细晶材料。铁基合金容易产生Laves相。W、Mo、Nb、Al、Ti、Si等元素都能促进Laves相的形成，而Ni、C、B有抑制Laves相析出的作用9。镍在耐热钢中，是奥氏体形成元素，起促成和稳定奥氏体的作用，能实现固溶强化，提高高温强度、塑性和抗蠕变能力，改善工艺性能，因此镍虽然不是抗氧化的有效元素，但可使材质具有一系列很有价值的高温性能。在Cr钢中加入镍，也能显著地提高基体的电极电位，提高耐磨性。碳是扩大奥氏体区元素, 碳对钢的性能影响很大，一般随着含碳量的增加，钢的室温强度提高，塑性下降。高温合金中碳含量一般较低（0.1%C），随着含碳量的增加，合金的塑性、韧性、热疲劳性能、抗氧化性能以及工艺性能都降低。但考虑到该合金是属于金属间化合物Laves相和合金碳化物强化的，因此必须有足够的碳元素参加反应生成一定量的M6C、M23C6、MC等合金碳化物，以便提高合金的高温性能。但在高温下长期使用后，碳含量高，则从基体中析出的碳化物相必然增多，使固溶体中合金元素贫化，降低合金元素强化作用，使材质的强度、塑性、耐蚀性和抗氧化性降低，所以含碳量不易太高。Si、Mn不是特意加入的合金化元素，但它们的存在不会起有害的作用，因此我们可以不考虑它们的影响。少量的Si可提高钢的抗氧化性能，但多了会增加钢的脆性。锰在钢中是扩大奥氏体区和稳定奥氏体区的元素，其促进作用相当于镍的一半。一般认为，锰对抗氧化性能没有显著影响，但含量过高也会有损于抗氧化性能和降低蠕变极限。另外，锰还有脱氧固定硫的作用，锰与硫形成熔点高的MnS，可防止因生成FeS而导致热脆现象，但锰量过高会使凝固时和高温使用过程中组织粗大，也会有损于抗氧化性能7。4. 2 金相结果分析从图3.3看出原始堆焊态为枝晶组织。其中白色的晶体即为奥氏体枝晶组织。晶内分布有黑色的、少量的颗粒状析出相，枝晶间存在较多的鱼骨状共晶组织。这种颗粒状的析出相即为碳化物，它们是在堆焊后的冷却过程中析出的，但是量很少。图3.4在不同时效温度下金相：（a）（时效700*3小时）与基体很相近，在晶界上和晶内附着有少量块状和颗粒状析出相，经X-射线衍射分析可知少量析出相为M6C和Laves相，这是时效过程中合金元素与碳结合形成的不同类型碳化物，在冷却过程中析出，而且弥散地分布在奥氏体基体上，这些析出相都是导致我们从温度硬度曲线中看到合金硬度比堆焊态升高的原因。（b）（时效750*3小时）可以看出在晶界上和晶内分别附着有不少的链状、针状和短杆形状、颗粒状的析出相，此时的基体仍为奥氏体，经X射线衍射分析可知，颗粒状或短杆形状的是析出的Laves相，晶界处M6C以链状和针状出现，此时的晶界比较清晰。（c）（时效800*3小时）可以看出此时的组织基体奥氏体的晶粒，与图（a）（b）相比晶粒变小，析出相增多。（d）与（c）的组织形貌有很大的相似程度，只是在图（d）中的析出相析出较多，分布较弥散，导致了硬度的升高，但是升高的不是很多。试验中3h不同温度下时效，其硬度都是在升高且随着温度的升高，其硬度升高，在750时达到最大，析出物逐渐增多。图3.5是750在不同时间条件下时效的金相：（a）（时效750*1小时）相图与基体相很相近，基体为奥氏体，在晶界上和晶内附着有少量块状和颗粒状析出相，经X-射线衍射分析可知少量析出相为M6C和Laves相。（b）（时效750*3小时）可以看出在晶界上和晶内分别附着有不少的链状、针状和短杆形状、颗粒状的析出相，此时的基体仍为奥氏体，经X射线衍射分析可知，颗粒状或短杆形状的是析出的Laves相，晶界处M6C以链状和针状出现，此时的晶界比较清晰。（c）（时效750*5小时）比（b）析出相量增大且在奥氏体基体上的弥散程度更大晶粒变细小，析出相增多。（d）（时效750*22小时）中的颗粒状的和针状的析出相不断地增多，基体组织已经明显的发黑，而且还有析出相的聚集长大的迹象，但此时的析出还是占有主导地位，大量弥散的与基体保持一定共格关系的析出相不断地形成，导致合金硬度有一个明显而迅速的上升过程，由于M6C和Laves大量析出，含量过高而导致其硬度升高到某一值，进而稳定。在750时效条件下，与基体相比其硬度都是升高的析出相都增加，随着时效时间的增加，其硬度不断增高，直至19h时硬度达到最大值，随着加热时间的延长，析出相大量增加。4. 3 X射线衍射结果分析从X射线衍射试验数据（祥见附录一）来看，原始堆焊态组织基体为奥氏体，有少量的第二相M6C和Laves相析出。而各时效状态合金的主要组成相为基体+M6C+Laves相，其他相谱线微弱，说明其数量及其有限。在开始时效后，合金析出相明显增多，各个时效状态下的合金较原始堆焊态的硬度都是上升的，并且在不同温度下750*19h硬度值为最高值。由对应的组织和相分析推知，此时合金析出相细小弥散，且与基体保持一定的共格关系是其本质原因。从各个时效状态的对比衍射图谱可以看出，在750不同的时效时间下第二相M6C和Laves相的峰值先变大，随后随着时间的增加有一定程度的缩小，是基体的晶粒变小，析出相的弥散程度加强了，这也同时导致了合金硬度的提高。在本实验中，随着时效时间的增加，特别是在时效16小时以后，硬度有大幅度的增加，随后平稳，分析其原因是第二相M6C大量析出，而导致的现象。在不同温度下时效3个小时的衍射图谱中可以看得出来也存在第二相峰值先变大后，后有减小的迹象，硬度值增大到一定程度后开始小幅度地减小。4.4 扫描和能谱试验结果分析 4.4.1扫描电镜实验结果分析从图3.7和3.8可以看出合金内部组织，很明显有大量析出相存在，黑色块状的碳化物及呈亮色的条状Laves相，这与在金相显微镜的观察结果一致。4.4.2能谱试验结果及分析 从能谱分析报告中（详见附录二）可以看出W和Mo的含量较高，而W和Mo是析出相M6C和Laves相得主要成分，验证了以上两种相的大量析出；Mn在第二相的含量比基体要多。钢中加入大量的Mn和Ni，能大大提高奥氏体在低温下的稳定性。4. 5 性能分析和强化机理4.5.1 性能分析从该堆焊模具的实际应用来看，合金具有较高的高温强度、高温硬度和高温抗氧化性能，同时也具有足够高的高温塑性和韧性，这是由于合金在时效态保留了耐热性（热强性和抗氧化性）很好的单一奥氏体基体和弥散分布的数量较多的合金碳化物M6C和金属间化合物Laves相。而在高温时效析出的碳化物M6C和金属间化合物Laves相具有较低的粗化率和较高的高温稳定性。有资料表明19，奥氏体的抗氧化能力比其它任何一种基体都高，合金中铬和硅元素对提高抗氧化能力也起到了积极作用。因此，该奥氏体具有较高的热强性和抗氧化性。4.5.2 强化机理根据该合金的化学成分及组织性能分析，该合金的强化方式为：固溶强化，析出强化。本合金为奥氏体型耐热钢，因奥氏体为面心立方结构，其原子排列要比体心结构紧密，原子间的结合力较强，所以比其它类型的耐热钢具有更高的热强性和抗氧化性。该合金中Cr、Ni、Mo、W等元素除形成合金碳化物和金属间相以外，还有18%左右的合金元素固溶到奥氏体基体中，这些元素不仅降低堆垛层错能，产生短程有序或其它原子偏聚，而且由于本身具有较高熔点，会明显地提高奥氏体原子间结合强度，降低扩散系数，提高再结晶温度，使再结晶向更高温度区域移动，从而提高合金的热强性，保证固溶强化的效果20。由前面的实验和分析可知，该合金时效态主要析出物为合金碳化物M6C和金属间化合物Laves相。这些相本身具有很高的高温硬度和高温稳定性。文献17还证实了第二相和基体存在某些共格和部分共格关系，如011011M6C，（100）（100）M6C，（111）（111）M6C，这种结构有利于降低系统自由能和提高合金稳定性，更增强了析出强化的效果。5 结论1. 在不同温度条件（700、750、800、850）下时效3h，随着时效温度的升高，其硬度增大，在750时达到最大；析出相含量增多。2. 750时效时，随着时效时间（1h、3h、5h、8h、12h、16h、19h、22h）的增加，其硬度增大，在19h时硬度达到最大值；析出相含量增多。3. 通过本试验结果判断最佳的直接时效工艺时间为750*19h（空冷）。参考文献1 曹士锐，郝耀，丁京滨等.热挤压模具工作面堆焊用铁基合金D9158的研究.太原：华北工学院学报，1995，42 罗学心，何向山.国内外热挤压工模具用材的发展.材料科学与工程，1991，13 何向山等.热作模具的失效分析和新型模具钢的开发.兵器材料科学与工程.1991，64 曹士锐，郝耀等.DH9158铁基高温合金析出相分析.太原：华北工学院学报，2000，15 曹士锐，郝耀.新型铁基堆焊合金D9158热处理工艺研究.太原：华北工学院学报，1999，46 李艳.新型铁基高温合金成分及组织分析.学位论文.太原：中北大学，2006，37 崔忠圻.金属学与热处理.北京：机械工业出版社，20068 黄乾尧，李汉康等.高温合金.北京：冶金工业出版社，20009 高温合金金相图谱编写组编著.高温合金金相图谱.北京：冶金工业出版社，197910 冶军.美国镍基高温合金.北京：科学出版社，197811 李玉清，刘锦岩.高温合金晶界间隙相.北京：冶金工业出版社，199012 刘立良.直接时效工艺对D3堆焊合金组织性能影响的研究.学位论文.太原：中北大学，200613 束永德.工程材料力学性能.北京：机械工业出版社，200514 聂晓东.镍基高温合金热拔伸冲头热处理工艺研究.学位论文.太原：中北大学，200615 周玉.材料分析方法.北京：机械工业出版社，200416 王晓敏.工程材料学.北京：机械工业出版社，199517 郝耀，曹士锐.新型铁基合金时效强化机理研究.太原：华北工学院学报，1995，4 18 徐进，陈再枝，陈景榕.模具钢.北京：冶金工业出版社，199819 苏柳巴尔斯基，巴拉特尼克著,高新桥译.摩擦的金属物理.北京：机械工业出版社，1984 20 武灿明.新型A1堆焊合金强化机理研究.硕士学位论文.太原：华北工学院，1987致谢本文是在曹士锐老师的悉心指导下完成的。老师渊博的专业知识、严谨的治学态度、平易近人的为人品质，崇高的敬业精神使作者受益匪浅，在此深表谢意。在试验过程中，得到了郝红元和杨晓敏两位老师的倾力帮助，还得到了金相室叶云老师的帮助，在此表示诚挚的谢意。在试验期间，周骞，孙坤，高照锋，邹振东等同学协助实验工作，在此表示感谢。最后感谢一直关心、鼓励我的父母家人以及所有老师和同学朋友们。附录一：衍射分析报告表一：7003h时效X射线衍射数据实验结果物相分析标准数据（JCPDF）M6CLavesNo.d值I/Iod值I/Iod值I/Iod值I/Io013.23380.8022.53081.9032.24670.8042.15143.2S2.134052.08051002.082VS2.082VS061.99931.61.993VS071.94261.41.913m081.801142.81.803m091.71370.8101.48821.11.515m111.275511.81.275m121.08909.21.087m131.04181.51.041w备注：VS极强；S强；m中等；W弱；VW极弱表二：7503h时效X射线衍射数据实验结果物相分析标准数据（JCPDF）M6CLavesNo.d值I/Iod值I/Iod值I/Iod值I/Io012.97814.1022.55346.0032.24145.02.221S042.169215.1052.09521002.094VS062.05009.12.047VS072.01794.12.016VS081.816572.91.813m091.72392.6101.30491.51.310m111.270917.51.277m121.091119.61.094vs131.04433.71.043w141.0421m备注：VS极强；S强；m中等；W弱；VW极弱表三：8003h时效X射线衍射数据实验结果物相分析标准数据（JCPDF）M6CLavesNo.d值I/Iod值I/Iod值I/Iod值I/Io014.29110.9022.76422.22.755m032.53352.42.528m042.25009.62.249S052.16921.7062.12249.72.121VS072.082425.52.082VS2.082VS082.036810.72.036VS091.94742.51.948m101.8038100.01.803S111.54291.11.543m121.29712.21.299VS131.27293.11.275m141.17811.0151.08885.71.