Effect of TiN content on microstructure structure and properties of WC-TiC-TaNbC-10Co cemented carbide
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摘要: 采用一步烧结法, 通过改变原材料中TiN的添加量研究其对硬质合金组织结构及性能的影响。采用扫描电子显微镜、X射线能谱分析仪、X射线衍射分析仪、粗糙度测量仪、划痕测试仪等, 探究TiN添加量对WC-TiC-TaNbC-10Co硬质合金物理力学性能、微观组织结构、物相组成、表面形貌以及与涂层的结合力等性能的影响。结果表明: TiN添加量在0~1.6%范围内, 随着TiN添加量的增加, 合金的相对磁饱和强度和密度减小, 矫顽磁力增大、硬度和抗弯强度增大, 合金的脱β层厚度增加, 表面粗糙度先减小后增加, 与CVD涂层的结合力先增加后减小; 当TiN添加量为0.8%时, 合金与CVD涂层的结合力最好。Abstract: The one-step sintering method was used to study effect of TiN addition on the microstructure and properties of cemented carbide by changing its amount in the raw material. Scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectrometry (EDS), X-ray diffraction analyzer (XRD), surface roughness analyzer, and scratch tester were selected to investigate the effect of TiN addition on the physical-mechanical properties, microstructure, phase composition, surface topography and coating adhesion of WC-TiC-TaNbC-10Co cemented carbide. The results showed that with TiN content increasing in the range of 0~1.6%, the magnetic saturation and density of the carbide decreased, and its coercive, hardness, and bending strength increased. The thickness of its cubic carbide-free layer increased, surface roughness decreased first and then increased, and the adhesion strength of the CVD coating increased first and then decreased. The best CVD coating adhesion strength was detected for the cemented carbide with the TiN of 0.8%.
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Keywords:
- cemented carbide /
- microstructure /
- TiN addition /
- cubic carbide free layer /
- adhesion
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为提高焊接效率, 大线能量焊接技术被广泛应用[1].但是随着钢强度的提高, 其冲击韧性和焊接性能显著下降, 焊接裂纹敏感性增加[2, 3].尤其当焊接线能量提高时, 传统低合金高强钢的焊接热影响区（HAZ）晶粒严重长大, 从而导致性能恶化, 并且产生裂纹等问题给焊接带来困难.因此, 为了使焊接结构件在大线能量输入焊接条件下依然可以保持较高的安全可靠性, 国内外对大线能量焊接用钢开展了相应的研究.传统的大线能量焊接用钢的成分设计思路是降C、提Mn, 加入微合金元素Ti等[4-6].稀土被称为“工业味精”, 对于轻稀土在钢中的应用, 冶金工作者做了大量的研究[7].研究结果表明含轻稀土元素的夹杂物球化作用更为显著, 可以促进晶内针状铁素体的形成[8, 9], 大线能量焊接后的HAZ含有一定数量的的针状铁素体时, 材料将具有较高的强韧性[10].
文中通过在E36船板钢的精炼生产过程中喂入钇基稀土包芯线得到E36RE钢.由于在实际焊接中热影响区受组织梯度和温度梯度的影响, 其组织形态变化比较复杂, 而模拟焊接热循环可以使试样的均温区受同样的热循环作用, 可以用来模拟焊接热影响区经受不同焊接热输入时所对应的组织.所以, 本文利用Gleeble—3800热模拟机对E36RE船板钢进行不同焊接热输入的热模拟试验, 研究不同线能量对E36RE船板钢模拟焊接热影响区组织和性能的影响.
1 实验材料与方法
试验用钢工业化生产流程为:高炉—铁水预处理—转炉—精炼—连铸—入库—加热—除磷—轧制.其中, 通过在精炼过程中喂入钇基稀土包芯线得到试验用E36RE钢板.试验用钢的化学成分如表 1所示.
表 1 E36RE钢化学成分/(质量分数, %)Table 1. Chemical composition of E36RE and E36RE steel plate/(mass fraction, %)元素 C Si Mn S P Cr Ni Al Ce Y 含量 0.075 0.118 1.479 0.005 0.024 0.062 0.014 0.034 0.006 0.023 将E36RE钢板加工成11 mm×11 mm×110 mm的热模拟试样, 利用Gleeble——3800热模拟实验机进行热模拟试验, 冷却时间分别设定为10s、20s、30 s、40 s、50 s、60 s.按照以下公式1对焊接线能量E值进行计算[11].t8/5为10s、20s、30 s、40 s、50 s、60 s时对应的E值分别为39.18 kJ/cm、78.37 kJ /cm、117.56 kJ /cm、156.74 kJ /cm、195.93 kJ /cm、235.12 kJ /cm.
$${{t}_{8/5}}=\left( 0.67-5\times {{10}^{-4}}{{T}_{0}} \right)\eta E\cdot \left( \frac{1}{500-{{T}_{0}}}-\frac{1}{800-{{T}_{0}}} \right){{F}_{3}}$$ (1) 式(1) 中：η为不同焊接方法的相对热效率, 选择埋弧焊η值为1.0;F3为三维传热时的接头系数, 60度V形坡口值范围为1.0~2.0, 取中间值选择1.5;T0为选择室温状态, 20℃; t8/5为冷却时间; E为输入线能量.
热模拟试验后, 将试样加工成10 mm×10 mm×55mm的冲击试样, 按照GB/T 229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》标准进行－40℃冲击试验, 按照GB/T 228-2002标准进行拉伸试验, 按照GB/T 4340.1-2009 《金属材料维氏硬度试验》标准测试硬度, 利用光学显微镜来观察金相显微组织.
2 结果与讨论
2.1 E值对模拟焊接热影响区显微组织的影响
图 1为不同t8/5（E值）对应的热影响区金相组织形貌.结合图 1分析, 当t8/5为10s时, 热影响区组织为贝氏体和铁素体的混合组织, 且贝氏体和铁素体均为板条状.t8/5为20s时, 热影响区组织为贝氏体和铁素体, 但是板条状贝氏体减少, 板条贝氏体向粒状贝氏体转变, 且铁素体的尺寸也有所减小, 出现仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相组织, 组织细化较为明显.t8/5增加到30s时, 随着冷却时间的增加, 即冷却速度的降低, 热影响区贝氏体组织进一步减少, 且出现上贝氏体组织, 热影响区组织为贝氏体和铁素体的复合组织.t8/5为40s、50s、60s时, 热影响区组织由贝氏体和铁素体的复合组织演化为为贝氏体、铁素体和珠光体的复合组织.从图 1可知, t8/5从10 s增加到60s（输入线能量从39.18kJ/cm增加235.12kJ/cm）时, 热影响区组织贝氏体逐渐减少, 输入线能量增加到117.56kJ/cm时出现珠光体组织, 随着输入线能量的进一步增加, 组织中贝氏体逐渐减少.由此可见, 输入线能量较低时, 容易产生贝氏体组织, 而输入线能量增加时, 产生的贝氏体组织逐渐减少.
2.2 E值对模拟焊接热影响区力学性能的影响
E值对E36RE强度、硬度与冲击功的影响如图 2所示.由图 2（a）、(b)可知, 随着t8/5（E值）的增加, 拉伸性能和硬度值呈现出先增加后降低的趋势.在t8/5为20s（E值为78.37kJ/cm）时拉伸性能为最佳, 硬度值也最高.当t8/5为10s时, 贝氏体组织多为板条状贝氏体, 当t8/5为20s时, 热影响区组织含有少量的仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相组织.与单一的贝氏体组织比较, 仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相组织有较好的强韧性, 增加了组织的形变能力, 使裂纹扩展功得到提高, 因此抗拉强度增加[11].当t8/5增加到30s时, 随着热输入的进一步增加, 热影响区组织中铁素体尺寸增加.同时因输入线能量较大, 热影响区迅速升温, 奥氏体晶粒在高温下迅速长大, 从而使得奥氏体转变的孕育期增加, 导致非平衡时的低温转变产物增多, 产生上贝氏体组织; 当组织组织以上贝氏体组织为主时, 由于上贝氏体组织中碳化物强化作用不明显, 易成为裂纹扩展的通道甚至产生裂纹, 导致拉伸性能下降[12, 13].图 1（b）中组织相比于图 1（a）、（c）、（d）、（e）、（f）, 组织晶粒细小、晶界数目大幅度提高, 晶界数目的大幅度提高阻碍位错运动, 硬度得到提升[14].此外, 贝氏体组织是影响硬度的因素, 贝氏体组织的减少导致硬度降低[15].
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图 2 不同热输入下热影响区力学性能Figure 2. mechanical property of weld zone with different heat inputs热影响区的韧性与冷却时间关系密切, 传统的观点认为热影响区的晶粒尺寸会随着线能量的增加（即冷却时间变长）而增大, 晶粒长粗大化对热影响区韧性产生不利的影响.图 2（c）为热模拟试样热影响区冲击韧性结果.由图 2（c）的结果可知, 热输入小于100 kJ/cm时, 随着热输入的增加, 热影响区冲击韧性增加.而热输入继续增加, 大于100 kJ/cm时, 热影响区冲击韧性大幅度下降, 热输入为78.37kJ/cm时, 冲击韧性值最高.热影响区冲击韧性主要有由热影响区的显微组织决定, 当输入线能量较小时, 热影响区产生的贝氏体组织是降低冲击韧性的主要原因, 由图 2（a）、（b）可知, 当热输入较小时, 贝氏体组织容易产生, 热输入增加时, 贝氏体组织有所减少, 贝氏体组织能提高焊缝的强度, 但是会降低焊缝的韧性, 输入线能量由39.18 kJ/cm增加到78.37kJ/cm时, 冲击韧性显著提高得益于贝氏体组织的减少.刘静等研究了焊接热循环参数对大线能量焊接用钢热影响区组织和性能的影响, 结果表明:晶粒尺寸和组织类型是影响冲击韧性的两个主要因素[16].根据焊接传热学的基本理论, 随着输入线能量的增加, 晶粒容易长大, 导致冲击韧性下降.当线能量增加到100 kJ/cm以上时, 随着线能量的增加, 冷却速度变慢, 冷却时间延长, 热影响区组织由贝氏体转化为铁素体和珠光体, 并且热影响区产生了一定数量的块状铁素体.由于贝氏体组织的减少, 对裂纹扩展的有效阻碍减弱, 对材料的韧性产生不利的影响; 同时块状铁素体与邻近组织形变不协调, 容易在相界处产生裂纹[13].因此, 当输入线能量增加到100kJ/cm时, 热影响区冲击韧性降低.然而, 随着输入线能量的进一步增加, 冷却时间越长, 冷却速度速度越慢, 晶粒长大不明显, 热影响区组织变化不大, 输入线能量为100 kJ/cm以上时, 韧性变化不大.
在扫描电镜下观察热模拟焊接实验冲击断口形貌, 如图 3所示.由图 3（b）可知, 当t8/5为20s时, 断口区域出现大量韧窝, 断口呈现为韧窝特征, 在韧窝的边界处, 有突起非常明显的撕裂棱, 呈花瓣状, 说明试样在断裂前发生过较大的塑性变形.而当t8/5为10s、30s、40s、50s、60s时, 断口呈现为为解理面河流花样特征, 如图 3（a）、（c）、（d）、（e）、（f）、（g）所示, 冲击断口断裂沿结晶面扩展, 说明在断裂时, 裂纹主要是穿晶扩展.有关研究结果表明:微观的塑性变形对裂纹扩展的应力集中有一定的松弛作用, 可以减缓裂纹的扩展, 有利于提高材料的冲击韧性[17].图 3（c）中呈现出撕裂台阶断裂面, 说明受热模拟输入线能量的影响, 组织变化产生了较大的残余应力, 在冲击过程容易断裂.综上所述, 断口形貌与冲击韧性测试结果相互吻合.断口处未观察检测到稀土夹杂物, 可能跟加入的稀土量有关.
3 结论
1)、随着输入线能量的增加, 热影响区贝氏体组织逐渐减少.当模拟热输入为78.37kJ/cm时, 热影响区组织为贝氏体和铁素体的复合组织, 组织细小均匀, 含有少量的仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相组织, 具有较好的强韧性.
2)、试样力学性能呈现先增加后降低的趋势.热影响区组织类型和晶粒尺寸是影响力学性能的主要因素.当模拟热输入为78.37kJ/cm时, -40℃冲击韧性为134.6J, 冲击断口呈现为韧窝断口, 拉伸性能也优于其他输入线能量时的拉伸性能.
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图 1 不同TiN添加量合金的横截面SEM形貌
Fig 1. SEM micrograph of cross sections with different TiN additions
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图 2 不同TiN添加量合金样品表面XRD衍射谱
Fig 2. XRD patterns of alloy sample surfaces with different TiN contents
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图 3 不同TiN添加量合金的表面SEM形貌
Fig 3. SEM surface micrograph of alloy with different TiN additions
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图 4 不同TiN添加量合金的表面钴分布
Fig 4. Cobalt distribution of surface of alloy with different TiN additions
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图 5 不同TiN添加量合金样品涂层结合力测试结果
Fig 5. Test results of adhesion of coating of different TiN contents
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