隨著科技的發(fā)展，機(jī)械加工對(duì)高速刀具的需求進(jìn)一步提高，傳統(tǒng)高速鋼生產(chǎn)的短板也逐漸顯露出來(lái)。由于高速鋼中高合金元素含量的特性， 傳統(tǒng)高速鋼生產(chǎn)方式主要以模鑄為主，雖然產(chǎn)品質(zhì)量相對(duì)較好，但是生產(chǎn)效率極慢。連鑄可以顯著提高高速鋼的產(chǎn)量并且更加節(jié)能，但連鑄生產(chǎn)的高速鋼鑄坯中心縮孔較大，并且軋制過(guò)程中開(kāi)裂的問(wèn)題一直無(wú)法解決，因此高速鋼連鑄一直無(wú)法正式投入生產(chǎn)。碳化物是影響高速鋼性能的一個(gè)非常重要的因素，添加合金元素會(huì)對(duì)高速鋼中碳化物尺寸、形貌以及元素組成產(chǎn)生影響，從而改善高速鋼性能。合金元素按照作用方式不同可以分為碳化物形成元素以及非碳化物形成元素，這兩類元素對(duì)碳化物有著不同改性效果，并且作用機(jī)理有較大差異。討論了高速鋼中碳化物的主要種類， 針對(duì)不同種類的合金元素總結(jié)了其對(duì)高速鋼中碳化物的作用以及研究現(xiàn)狀，并對(duì)未來(lái)合金元素在高速鋼碳化物改性方面的研究提出了建議。
01前言
高速鋼是一種具有高硬度、高耐磨性和高耐熱性的工具鋼，又稱高速工具鋼或鋒鋼，俗稱白鋼。為了提高鋼的淬透性并獲得高硬度的高碳馬氏體，同時(shí)形成碳化物以提高基體的硬度、耐磨性和熱穩(wěn)定性，高速鋼成分具有高碳、高合金的特點(diǎn)。高速鋼按照合金元素不同可以分為：鎢系高速鋼、鎢鉬系高速鋼、鉬系高速鋼、釩系高速鋼。目前國(guó)內(nèi)外高速鋼制備技術(shù)包括模鑄生產(chǎn)（主要）、電渣重熔 、粉末冶金 、電子束選區(qū)熔化及連鑄生產(chǎn)。
傳統(tǒng)模鑄法是目前高速鋼生產(chǎn)的主要方式，其缺點(diǎn)是生產(chǎn)效率低并且凝固組織粗大。連鑄是一種高效、節(jié)能、環(huán)保的生產(chǎn)方式，但是由于高速鋼中W，Mo，Cr，V 等合金元素的含量較高，容易導(dǎo)致碳化物聚集長(zhǎng)大，形成粗大的萊氏體網(wǎng)絡(luò)以及大面積的碳化物聚集區(qū)域，使得高速鋼的塑性及韌性變差，進(jìn)而導(dǎo)致高速鋼連鑄產(chǎn)生縮松縮孔、微裂紋等缺陷， 在軋制過(guò)程中開(kāi)裂。一些合金元素的加入能顯著改善高速鋼中碳化物的形態(tài)及分布，這些合金元素按作用類型可以分為兩大類：強(qiáng)碳化物形成合金元素、非碳化物形成合金元素。
本文對(duì)高速鋼中的主要碳化物種類、強(qiáng)碳化物形成合金元素和非碳化物形成合金元素對(duì)高速鋼中碳化物的影響進(jìn)行了綜述，合金元素能顯著改善高速鋼中碳化物的形態(tài)及分布，大大提高了高速鋼的塑性及韌性，使高速鋼具有廣闊的發(fā)展前景。
02合金元素對(duì)高速鋼中碳化物的影響
2.1 高速鋼中的主要碳化物
高速鋼組織中有較大的合金化碳化物，這些碳化物大部分都在凝固過(guò)程中析出。這些合金化碳化物具有高硬度、高強(qiáng)度的特點(diǎn)，可以顯著提高刀具的強(qiáng)度、紅硬性、耐磨性。高速鋼中的合金化碳化物的化學(xué)成分、形狀、尺寸和分布會(huì)很大程度上影響高速鋼的性能，碳化物種類以M6C、M2C和MC型為主，目前對(duì)高速鋼碳化物的研究主要針對(duì)這3種碳化物， 通過(guò)添加合金元素來(lái)改變碳化物的尺寸、分布以及碳化物類型，最終提高高速鋼的性能。
M6C型碳化物的化學(xué)通式為A4B2C或A3B3C， 其中A＝(Ti，V，Cr， Fe），B＝(Ta，Zr，Nb，W，Mo）。M6C型碳化物的晶體結(jié)構(gòu)為面心立方結(jié)構(gòu)， 晶格參數(shù)為1.098～1.110nm，該晶胞中有112個(gè)原子，如圖1所示。鑄態(tài)高速鋼中共晶M6C呈魚骨狀或骨架狀，中間有中心層 。M6C的化學(xué)性質(zhì)較穩(wěn)定，即使在較高的溫度下也不會(huì)分解，因此能夠使高速工具鋼獲得較高的強(qiáng)度、硬度、耐磨性和紅硬性，其硬度一般為1200HV～1300HV。高速鋼中的M6C一般有兩種生成途徑：一是鋼液在凝固過(guò)程中達(dá)到M6C的析出溫度時(shí)， 發(fā)生共晶反應(yīng)L→δ＋M6C； 二是由M2C發(fā)生分解生成，M2C＋Fe→MC＋M6C。
在高速鋼中，M2C碳化物中的M元素通常為Mo和W，晶體結(jié)構(gòu)為密排六方結(jié)構(gòu)，晶格參數(shù)a和c分別在0.2960～0.3012nm和0.4669～0.4735nm。鑄造高速鋼中共晶M2C形態(tài)為片狀或羽毛狀，根據(jù)高速鋼的成分不同又會(huì)有纖維狀存在，如圖2所示。M2C碳化物是一種亞穩(wěn)態(tài)碳化物，在高溫下分解，有利于高速鋼中碳化物尺寸的細(xì)化。M2C 的分解伴隨著合金元素在碳化物中的擴(kuò)散。在分解過(guò)程中，MC在片狀和纖維狀M2C碳化物的不同位置形核。MC碳化物主要生成于纖維狀M2C和基質(zhì)的界面，而一般分布在M2C片狀碳化物內(nèi)部。
M6C首先在M2C/基質(zhì)界面形成，然后在M6C/M2C界面生成MC。相反，MC和M6C都是在纖維狀的M2C/基質(zhì)界面生成的。由于M6C碳化物富含F(xiàn)e，W或Mo，它們傾向于在M2C/基體界面形成，并從M2C和基質(zhì)中獲得所需的元素。M6C的形成導(dǎo)致了V在M6C/M2C界面的富集化。
MC碳化物有VC、NbC和TiC，它們的晶格結(jié)構(gòu)都是面心立方的，晶格參數(shù)分別為0.4173，0.4433和0.4320nm，MC碳化物是高速鋼中最硬的碳化物，VC和NbC中總是缺碳的。MC共晶碳化物可分為3種類型：離異MC共晶、非規(guī)則MC共晶、復(fù)雜規(guī)則MC共晶，典型形貌分別為孤立塊狀碳化物、花瓣?duì)钐蓟铮ǚ枪哺裆L(zhǎng)）、具有分岔的花瓣?duì)钐蓟铮ü哺裆L(zhǎng)），如圖3所示。MC型碳化物為穩(wěn)定型碳化物，受熱不容易分解，主要通過(guò)共晶反應(yīng)以及M2C分解產(chǎn)生，共晶MC具有明顯的從晶內(nèi)向晶界分支的方向性。
2.2 強(qiáng)碳化物形成元素對(duì)高速鋼中碳化物的影響
部分合金元素由于對(duì)碳元素親和力較強(qiáng)，加入高速鋼中后會(huì)和高速鋼中的碳元素結(jié)合， 形成MC型碳化物，如Nb，V，Ti 等， 稱它們?yōu)閺?qiáng)碳化物形成元素。由于在凝固過(guò)程中析出了MC型碳化物，抑制了高速鋼的晶粒長(zhǎng)大，從而得到晶粒形狀更均勻、尺寸更小的凝固組織。
Nb元素的加入會(huì)使高速鋼中的MC型碳化物的占比增加，并且MC型碳化物的主要成分由富V型轉(zhuǎn)變?yōu)楦籚-Nb型。Ahn等和Zhang等向M2、CPM121等高速鋼中加入Nb元素，同時(shí)調(diào)整碳含量達(dá)到2.0%時(shí)（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）發(fā)現(xiàn)，隨著Nb含量的增加，高碳高速鋼中的碳化物以MC型碳化物為主，M6C型碳化物的比例減少，由于MC有更好的穩(wěn)定性， 因此Nb合金化后高速鋼的性能大幅提高。在碳化物的形成過(guò)程中，由于與碳的高親和力，Nb與熔體中的游離碳反應(yīng)，降低了熔體中的碳含量。在這種情況下，用于共晶反應(yīng)的殘余枝晶間液量將減少，而更多的MC顆?？梢宰鳛楣簿Х磻?yīng)形核的孕育劑，從而細(xì)化共晶碳化物，這是M2C碳化物細(xì)化的主要原因。Nb合金化可以降低M2C碳化物中W和V的含量，增加Fe的含量，這將有利于M2C碳化物的分解。添加適量的Nb可促進(jìn)MC碳化物的致密化，細(xì)化MC碳化物，但過(guò)量Nb的添加會(huì)導(dǎo)致條狀碳化物和塊狀M6C碳化物以及WC的形成， 部分原因是W在NbC中的溶解度低于W在VC中的溶解度。
盧林等向M2高速鋼中加入不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)（以下其他合金元素， 同是質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Nb元素發(fā)現(xiàn)，在M2C的分解過(guò)程中，Nb 的加入促進(jìn)了M2C的分解。1100 ℃ 下保溫1ｈ 后，未加入Nb的樣品中M2C僅發(fā)生部分分解，而加入1％ Nb的樣品中M2C完全分解， 原因是Nb的加入可以減小M2C碳化鋼的尺寸，使得Fe原子的擴(kuò)散距離短，所以在相同的處理?xiàng)l件下，含Nb的高速鋼中的M2C碳化物分解更快， 如圖4。
Ke等通過(guò)提高M(jìn)2高速鋼中的V元素含量來(lái)改變高速鋼中碳化物的形貌，如圖5所示。當(dāng)V含量為2％時(shí)，晶界開(kāi)始析出以MC碳化物為主的粗大復(fù)合碳化物，也有少量的M2C碳化物； 當(dāng)V含量為4%時(shí)，MC碳化物的形態(tài)由長(zhǎng)塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的短棒狀，并出現(xiàn)少量顆粒。隨著V含量的增加，由于V和C之間的親和力很強(qiáng)，MC和M2C碳化物中的W，Mo和Cr元素部分被元素V取代，MC 碳化物中的V含量增加。加入8%V后，M7C3碳化物中的元素Cr幾乎全部被V取代，M7C3碳化物消失。同時(shí)，V還帶走了M2C碳化物中的少量碳，使M2C碳化物消失。碳化物中的V含量進(jìn)一步提高，其他元素的含量進(jìn)一步降低。
Ti元素添加對(duì)高速鋼碳化物具有細(xì)化作用，在Cen等的研究中，向M2 高速鋼中添加0.5%Ti導(dǎo)致碳化物網(wǎng)絡(luò)趨于破碎，所有碳化物都被細(xì)化并均勻分布在基體中。并且有研究發(fā)現(xiàn)， 在M2高速鋼中添加Ti后，M2C碳化物的形態(tài)由棒狀、迷宮狀轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮挠鹈珷睢Ｔ跊](méi)有Ti合金化的情況下，碳化物主要為棒狀或迷宮狀的復(fù)雜規(guī)則共晶，以及羽毛狀不規(guī)則共晶。加入Ti后，棒狀或迷宮狀的復(fù)雜規(guī)則共晶消失，只存在細(xì)長(zhǎng)粗大的羽毛狀不規(guī)則共晶，在稀土與Ti復(fù)合添加的樣品中，羽毛狀共晶變得更細(xì)、更短，并傾向于孤立或以不連續(xù)的網(wǎng)絡(luò)分布。在Ti添加對(duì)軋輥用高速鋼顯微組織和性能的影響的研究中，Dobrzanski等發(fā)現(xiàn)，經(jīng)1050℃ 正火處理后，W9和W11高速鋼中的碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榱罨蚯驙罘植迹⑶移湫阅艿玫酱蠓岣?。在合金元素分布方面?.5%Ti合金化時(shí)，顯微偏析最小，這是因?yàn)椋═i，V）（C，N）粒子的有效異質(zhì)形核劑促進(jìn)了初生枝晶的形成。但目前的研究發(fā)現(xiàn)，Ti只存在于MC型初生碳化物中，由于Ti元素與C元素的親和性很強(qiáng)，Ti元素的加入會(huì)使MC型碳化物的占比增加。
此外， 還有一些研究較少的強(qiáng)碳化物形成元素，如Ta，Zr等。Wang等發(fā)現(xiàn)隨著Ta含量的增加，M2高速鋼中M2C型碳化物逐漸演變?yōu)槠瑺詈蛪K狀碳化物。當(dāng)Ta含量達(dá)到1％時(shí)，顯微組織開(kāi)始發(fā)生明顯變化：粗大的MC型碳化物TaC開(kāi)始在晶界析出，晶界開(kāi)始變得不連續(xù)， 并在晶內(nèi)出現(xiàn)碳化物分枝。經(jīng)1%Ta合金化后，晶界殘余奧氏體量明顯減少，晶內(nèi)出現(xiàn)大量馬氏體相。用2%Ta合金化后，晶界變薄，晶粒細(xì)化。此時(shí)，晶界的羽毛狀M2C型碳化物基本消失，主要為短棒狀和顆粒狀M2C型碳化物。這種形式的碳化物相對(duì)穩(wěn)定，使合金力學(xué)性能可以得到一定程度的改善。在3%Ta合金化后，部分晶界被“溶解”，碳化物在基體中的分枝數(shù)量大大增加。
Cui等研究了Zr對(duì)M2高速鋼退火后鑄態(tài)組織和性能的影響。發(fā)現(xiàn)Zr的加入細(xì)化了碳化物的共晶組織，提高了碳化物的穩(wěn)定性，碳化物主要為MC、M2C和M7C3。粗大的枝晶組織明顯減少，碳化物大部分均勻分布在組織中。大塊碳化物明顯減少，菊花狀共晶群落基本消失。此外，枝晶變得更小和孤立。添加N和Zr后，彎曲的片狀碳化物的片層相互平行，整個(gè)結(jié)構(gòu)變得更加統(tǒng)一。
對(duì)于高碳高速鋼，V元素的加入促進(jìn)了網(wǎng)狀碳化物破碎，并且碳化物趨于獨(dú)立均勻分布。經(jīng)過(guò)熱處理后，碳化物基本上呈現(xiàn)球粒狀，直徑通常在15μｍ 以下。這是由于變質(zhì)作用導(dǎo)致鑄態(tài)組織中的網(wǎng)狀碳化物逐漸破碎和孤立，在高溫?zé)崽幚頃r(shí)，促進(jìn)了碳化物形成球狀形貌，也有助于碳化物在高溫下的分解以及元素向基體的擴(kuò)散。
因此，強(qiáng)碳化物形成元素的加入將會(huì)導(dǎo)致在凝固過(guò)程中析出更多的MC型碳化物，抑制高速鋼的晶粒長(zhǎng)大，從而得到形狀更均勻、尺寸更小的碳化物。不同碳含量下強(qiáng)碳化物形成元素作用結(jié)果有所差異。對(duì)于碳含量較高的高速鋼， 如T15高速鋼、W16高速鋼、M3高速鋼以及一些額外添加碳元素的高速鋼，加入強(qiáng)碳化物形成元素后，MC型碳化物占比逐漸增加，而M2C、M6C型碳化物占比逐漸減小并且尺寸逐漸細(xì)化， 碳化物總含量有所減少。而對(duì)于碳含量較低的高速鋼， 如M1高速鋼、M2高速鋼、W9高速鋼等，碳含量均在1.0%以下，強(qiáng)碳化物形成元素加入將會(huì)顯著減少高速鋼中的共晶碳化物，相對(duì)于高碳含量高速鋼而言，減少幅度更大。由于較低的碳含量，絕大部分碳原子與強(qiáng)碳化物形成元素形成MC型碳化物， 而多余的合金元素則固溶在基體中，起著固溶強(qiáng)化作用。
2.3 非碳化物形成元素對(duì)高速鋼中碳化物的影響
2.3.1 稀土元素與活潑金屬元素
一些合金元素，如稀土元素Ce、活潑元素Mg等，不會(huì)直接參與碳化物的形成，其主要作用為細(xì)化晶粒，減輕枝晶間的合金元素偏析，改善碳化物的形貌，使之均勻化。
稀土元素的加入會(huì)使共晶碳化物形態(tài)改變，由層片狀向纖維狀轉(zhuǎn)變，因此碳化物熱穩(wěn)定性變差，纖維狀共晶碳化物在高溫加熱時(shí)更容易發(fā)生分解生成細(xì)小的二次碳化物， 從而使碳化物尺寸顯著減小，并且分布更加均勻。Qu等的研究發(fā)現(xiàn)，稀土元素通過(guò)與晶界上一些其他雜質(zhì)元素結(jié)合形成夾雜物，能夠作為異質(zhì)形核位點(diǎn)，并且顯著減輕了合金元素在晶界上的偏析， 因此碳化物的數(shù)量顯著減少。稀土元素在奧氏體中的溶解度很小，固液平衡分配系數(shù)K0（Cs/C1 ）小于1，有利于奧氏體在生長(zhǎng)過(guò)程中分枝次數(shù)增加，從而使枝晶細(xì)化。劉秋香等通過(guò)實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，加入鑭鈰混合稀土后，M2高速鋼中共晶碳化物變得破碎，碳化物網(wǎng)明顯斷開(kāi)，碳化物尺寸明顯細(xì)化， 片層狀碳化物占比明顯減少并且片層變短。此外，Zhou等發(fā)現(xiàn)稀土元素促進(jìn)了魚骨狀M6C共晶碳化物的形成，認(rèn)為M6C的形成是由稀土夾雜物引起的，稀土夾雜物在凝固過(guò)程中有效地充當(dāng)了M6C碳化物形核的核心。
稀土對(duì)不同合金成分的高速鋼的影響也有差異。Jiao等制備了不同Ce含量的鑄態(tài)M42高速鋼。隨著Ce的含量增加，M2C碳化物變化趨勢(shì)為：長(zhǎng)條片狀或直棒狀—較短的直棒或曲棒形態(tài)—彎曲棒狀或蜂窩狀，對(duì)M6C碳化物的形態(tài)影響不大，M6C碳化物均以主桿的存在為特征， 主桿形成許多由基質(zhì)彼此隔開(kāi)的次級(jí)片層，如圖6所示。但Zhou等在稀土（主要是Ce）對(duì)M2高速鋼共晶碳化物形態(tài)和組織的影響研究中發(fā)現(xiàn)，稀土夾雜物在凝固過(guò)程中有效充當(dāng)了M6C碳化物形核的核心，過(guò)多的稀土加入可能會(huì)形成稀土夾雜物，增加M6C的含量。稀土變質(zhì)后，由于碳化物片狀組織細(xì)小，M2C碳化物在加熱過(guò)程中更容易析出和球化。相比之下，M6C碳化物的形態(tài)變化不大，這與其較高的熱穩(wěn)定性密切相關(guān)。
稀土元素在凝固過(guò)程中會(huì)在枝晶生長(zhǎng)的前沿富集，產(chǎn)成較大的成分過(guò)冷。MClean等研究提出，合金元素在晶間的聚集程度可以用富集常數(shù)來(lái)表示，并且通過(guò)推導(dǎo)發(fā)現(xiàn)，溶質(zhì)元素的偏聚能越大，富集常數(shù)越大，溫度越高，富集常數(shù)越小。在鋼液凝固初期，由于溫度較高，富集常數(shù)偏小，稀土元素不容易在晶間偏聚，隨著溫度的下降，富集常數(shù)會(huì)迅速增大，并且溫度越低，富集常數(shù)越大，因此稀土元素會(huì)大量富集于晶界，形成一層薄膜，從而抑制合金元素向晶間擴(kuò)散，抑制碳化物長(zhǎng)大，達(dá)到細(xì)化碳化物的目的。
Chen等在研究中發(fā)現(xiàn)，隨著Y含量的增加，MC的數(shù)量增加，而M2C和M6C的數(shù)量減少。主要原因是Y元素比其他元素（Mo，F(xiàn)e，W等）具有更高的擴(kuò)散系數(shù)。
擴(kuò)散系數(shù)越大，擴(kuò)散速度越快。這將導(dǎo)致鋼液的冷卻速度過(guò)快，從而增加液相過(guò)冷度，導(dǎo)致碳化物形核。同時(shí)，Y元素具有較高的活性，可以優(yōu)先吸附在碳化物表面，抑制碳化物的生長(zhǎng)。當(dāng)Y對(duì)碳化物形核速率的影響大于碳化物生長(zhǎng)速率時(shí)，碳化物體積分?jǐn)?shù)增加，反之，碳化物體積分?jǐn)?shù)減少。并且Y元素的信號(hào)強(qiáng)度在MC與基體的界面處明顯增大。這意味著在凝固過(guò)程中， Y元素可以在碳化物與母材的界面處富集，形成一層薄的吸附膜，從而抑制C，F(xiàn)e和Cr原子進(jìn)入碳化物。這種薄膜可以減慢碳化物的生長(zhǎng)速度， 進(jìn)而促進(jìn)碳化物的斷裂和球化。
對(duì)于高碳高速鋼，稀土元素同樣能起到細(xì)化碳化物的作用。蔣志強(qiáng)等通過(guò)向高碳高速鋼中添加Ce元素，發(fā)現(xiàn)共晶組織中片層狀碳化物變短、變細(xì)， 并且碳化物由片層狀轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀。主要原因是稀土元素在碳化物表面的富集導(dǎo)致碳化物生長(zhǎng)受到抑制。此外稀土元素還促進(jìn)了熱處理過(guò)程中碳化物的分解，原因之一是稀土促進(jìn)碳化物發(fā)生斷裂頸縮，出現(xiàn)更多薄弱位置；其二是稀土進(jìn)入碳化物引起晶格畸變，導(dǎo)致碳化物熱穩(wěn)定性變差。高釩高速鋼經(jīng)稀土變質(zhì)處理后，碳化釩形成了孤立分布的團(tuán)塊狀結(jié)構(gòu)，碳化物邊緣的光潔度明顯改善，碳化物的尺寸也顯著減小，分布更為均勻。同時(shí)，初生碳化釩呈現(xiàn)離散分布的團(tuán)塊狀結(jié)構(gòu)，共晶組織減少，表現(xiàn)出離散分布的短桿狀和小團(tuán)球狀的特征。
一些活潑的金屬元素， 如Mg，Ca，K，Na等的加入也會(huì)對(duì)高速鋼碳化物產(chǎn)生改性作用。加入Mg后，原有的碳化物網(wǎng)會(huì)被打破，大尺寸碳化物被破碎成小尺寸的碳化物。Mg能降低枝晶間液相的滲透率，促進(jìn)初生奧氏體在Mg夾雜物上的非均勻形核，從而抑制富含合金元素的液相在枝晶間流動(dòng)， 如圖7所示。Mg元素的加入會(huì)使二次枝晶間距減小，并且減小共晶萊氏體的平均厚度。
Ca變質(zhì)后的AISI M2高速鋼鑄態(tài)組織中M2C共晶碳化物明顯細(xì)化。同時(shí)，M2C的形態(tài)由片狀演變?yōu)槔w維狀。與片狀M2C相比， 纖維狀M2C在高溫下穩(wěn)定性較差，促進(jìn)了碳化物的球化和細(xì)化。因此， 經(jīng)Ca變質(zhì)處理的M2高速鋼熱處理后的硬度和紅硬性均高于未加Ca的M2高速鋼。變質(zhì)前后鑄錠中的碳化物都是由M2C和MC組成的，Ca只改變M2C共晶碳化物的形態(tài)，而不改變碳化物的結(jié)構(gòu)。Ca作為一種活潑易氧化的元素，在熔煉過(guò)程中大量流失，通過(guò)電子探針只能在碳化物與共晶團(tuán)的界面處檢測(cè)到極少量的Ca， 而在碳化物中檢測(cè)不到。
K和Na元素是表面活性元素，凡定勝等和Jiao等認(rèn)為，加入鋼液中的K和Na元素，在發(fā)生共晶反應(yīng)時(shí)，會(huì)在共晶碳化物擇優(yōu)生長(zhǎng)方向的表面上吸附，形成一層薄膜，這層薄膜可以阻礙鐵水中的合金元素進(jìn)入共晶碳化物晶體，從而使碳化物尺寸顯著減小，并且碳化物數(shù)量也大幅減少。研究發(fā)現(xiàn)， 在高碳高速鋼中加入K和Na元素降低了M2C共晶碳化物[010]擇優(yōu)方向的長(zhǎng)大速度， 而[001]、[100]方向由于沒(méi)有限制，碳化物在該方向上的長(zhǎng)大速度增大，從而形成不規(guī)則的球狀或團(tuán)塊狀碳化物。此外K和Na元素還易促進(jìn)碳化物的孿晶形成，導(dǎo)致碳化物形態(tài)的團(tuán)塊化， 如圖8所示。但到目前為止， 關(guān)于K和Na元素對(duì)高速鋼碳化物的影響的研究仍不深入，僅停留在表面，未有直接證據(jù)證明其推論。
張新莊等研究了鉀鹽添加對(duì)于高釩高速鋼的影響，觀察到含B鉀鹽和含Ti鉀鹽能夠提高初生VC的數(shù)量，使VC形態(tài)更圓整且分布更均勻。添加含Zr 鉀鹽的復(fù)合變質(zhì)劑雖未明顯改變初生VC的數(shù)量，但卻調(diào)整了其形態(tài)，促使共晶VC發(fā)生斷裂并且更加細(xì)化。
因此，稀土與活潑金屬元素的加入將會(huì)顯著減少高速鋼中的碳化物數(shù)量，改善碳化物形貌。在高碳含量高速鋼中，這些元素的加入減少了大尺寸共晶碳化物的數(shù)量，并按比例增加了球狀和棒狀MC碳化物的含量。一部分原因是由于這些元素形成的夾雜物充當(dāng)了異質(zhì)形核核心，另一方面，從Chen等的研究來(lái)看，這種作用結(jié)果可能是由于這些元素在枝晶間隙發(fā)生富集，形成一層薄膜阻礙了合金元素向晶間擴(kuò)散，因此大尺寸共晶碳化物數(shù)量大幅減少。而在低碳含量高速鋼中，較低的碳含量導(dǎo)致晶間碳化物生長(zhǎng)相對(duì)較慢，不容易生成大尺寸的碳化物，加入這些元素主要作用為促進(jìn)網(wǎng)狀碳化物的斷裂，但同時(shí)也在一定程度上抑制了碳化物形成元素向晶間的擴(kuò)散， 導(dǎo)致M2C、M6C數(shù)量減少，MC數(shù)量相對(duì)增加。
2.3.2 抑制碳化物形成元素
Si元素最早在70年代末的研究中發(fā)現(xiàn)具有加速M(fèi)2C碳化物向M6C碳化物轉(zhuǎn)變的作用，目前的研究表明，鑄態(tài)組織中的共晶碳化物類型、數(shù)量和分布會(huì)因Si的增加而發(fā)生變化。隨著Si含量的上升，M2C的數(shù)量急劇下降，而M6C的數(shù)量急劇增加，如圖9所示。在M2高速鋼中，Si的臨界添加量為2%。當(dāng)Si含量低于這一值時(shí)， 兩種碳化物共存；而當(dāng)Si含量高于這一值時(shí)，M2C碳化物幾乎消失。此外，Si對(duì)棒狀M2C碳化物的分解有促進(jìn)作用，使之分解為細(xì)小而均勻的碳化物。在無(wú)共晶碳化物相M2C的低合金高速鋼中，Si可顯著增加退火態(tài)和淬火態(tài)組織中M6C碳化物的數(shù)量。
添加Al元素會(huì)導(dǎo)致鐵碳相圖共析點(diǎn)在濃度軸上向右移動(dòng)， 抑制碳化物的生成。碳化物的形成受Al電負(fù)性的影響，Al與Fe相比，其與W， Mo，V等元素的電負(fù)性差異更大，具有更強(qiáng)的化學(xué)親和力。Al的引入會(huì)增加基體中合金元素的固溶量，降低凝固末期鋼液中的合金元素含量， 從而減少通過(guò)共晶反應(yīng)形成的碳化物數(shù)量。周雪峰等在M2高速鋼中添加0.6%的Al，發(fā)現(xiàn)碳化物占比由7.4%降低到6.9%，而添加了1.2%的Al后發(fā)現(xiàn)，基體中析出了大量針狀和球狀的合金碳化物，導(dǎo)致碳化物數(shù)量增加。M2C的形態(tài)也由纖維狀轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠瑺?，并且碳化物的熱穩(wěn)定性增強(qiáng)，不利于碳化物的分解。因此，在控制高速鋼中的Al含量時(shí)，應(yīng)避免含量過(guò)高。
因此，向高速鋼中加入Al元素與Si元素有抑制碳化物形成的作用， 但加入量必須嚴(yán)格控制，否則會(huì)導(dǎo)致碳化物數(shù)量增加、碳化物難分解等后果。目前研究Al元素、Si元素對(duì)高速鋼碳化物的影響，多為M2高速鋼等通用高速鋼，從結(jié)果來(lái)看，并不會(huì)因碳含量差異使作用結(jié)果產(chǎn)生較大差異。
03結(jié)論
當(dāng)前，對(duì)高速鋼產(chǎn)能以及性能的要求進(jìn)一步提高，對(duì)高速鋼組織的調(diào)控也變得更加重要，碳化物是影響高速鋼性能的主要因素之一。高速鋼中存在多種碳化物，最主要的3種碳化物是MC、M2C、M6C，這些碳化物能提高高速鋼的硬度、耐磨性等性能，但是過(guò)多的碳化物聚集會(huì)對(duì)高速鋼性能產(chǎn)生不良的影響，比如強(qiáng)度變低、脆性變大等。合金元素的加入能夠起到細(xì)化碳化物、改變不同種類碳化物含量等作用。目前的研究表明，添加適量的合金元素會(huì)對(duì)高速鋼中的碳化物起到細(xì)化作用，并且會(huì)使碳化物類型產(chǎn)生改變， 通過(guò)添加適量合金元素可以調(diào)整碳化物組成，進(jìn)而得到形狀更加規(guī)則、尺寸更加細(xì)小、并且性質(zhì)更加穩(wěn)定的碳化物，最終起到對(duì)高速鋼的強(qiáng)韌化作用。
為了進(jìn)一步對(duì)碳化物進(jìn)行改性得到更加細(xì)小均勻并且形狀更加規(guī)則的碳化物，可以從以下幾個(gè)方面進(jìn)行深入研究：①利用多種合金元素復(fù)合添加， 通過(guò)對(duì)碳化物種類進(jìn)行調(diào)控，得到尺寸均勻且細(xì)小的MC型碳化物，憑借MC型碳化物的高硬度、穩(wěn)定性使得高速鋼性能進(jìn)一步提高；②通過(guò)對(duì)碳化物形態(tài)進(jìn)行調(diào)控，得到片層更薄、分布更加彌散且均勻的M2C型碳化物，有利于碳化物在軋制過(guò)程中破碎，并且有利于在后續(xù)熱處理過(guò)程中生成尺寸更小、硬度更高的二次碳化物；③通過(guò)添加不同種類的合金元素并結(jié)合外場(chǎng)處理，使高速鋼合金元素分布更加均勻，從而達(dá)到碳化物細(xì)化并改性的目的。
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