黃 龍，鄧想濤，王昭東

(1.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110819；2.中國(guó)科學(xué)院 金屬研究所，遼寧 沈陽 110016)

磨損是材料失效的三大形式之一。據(jù)不完全統(tǒng)計(jì)[1]，1/3～1/2的世界能源消耗于磨損，工業(yè)中80%的機(jī)械零部件失效報(bào)廢是由磨損造成的。我國(guó)每年因磨損造成的經(jīng)濟(jì)損失達(dá)到年國(guó)民生產(chǎn)總值(GDP)的5%，大量科研工作者長(zhǎng)期致力于高品質(zhì)鋼鐵耐磨材料的研發(fā)，以減少工程機(jī)械設(shè)備運(yùn)轉(zhuǎn)過程中由磨損造成的經(jīng)濟(jì)損失[2-5]。低合金耐磨鋼因其合金含量低、工藝簡(jiǎn)單、綜合性能良好而被廣泛應(yīng)用于工程機(jī)械、冶金機(jī)械和水泥化工等領(lǐng)域[6-7]。隨著我國(guó)社會(huì)和經(jīng)濟(jì)的飛速發(fā)展，機(jī)械設(shè)備逐漸向規(guī)模大型化、應(yīng)用條件苛刻化和運(yùn)轉(zhuǎn)高效化方向發(fā)展。作為工程機(jī)械設(shè)備制造的重要原材料，無論是耐磨性能還是使用性能均對(duì)低合金耐磨鋼提出了更高的要求。常規(guī)低合金耐磨鋼的組織是板條馬氏體，主要依靠基體組織的高硬度抵抗外界的磨損，其級(jí)別越高硬度越高，但硬度提高后其機(jī)加工性能等惡化嚴(yán)重，根本無法滿足工程機(jī)械設(shè)備制造的更高要求。

低合金耐磨鋼在各類磨損條件下最普遍的磨損機(jī)制是微切削或微犁耕，硬度提高只是使犁溝的深度變淺，寬度變窄，但磨損機(jī)制未發(fā)生改變。相關(guān)研究表明[8-9]，向鋼鐵基體中引入第二相強(qiáng)化顆粒可以起到抵抗磨料的微切削和微犁耕作用，使磨損機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)樗苄宰冃魏推诿撀?，從而顯著提高鋼鐵材料的耐磨性能。此前研究中[10-13]，采用共晶凝固的方式向馬氏體基體中引入大量微米和納米級(jí)TiC強(qiáng)化顆粒，顯著提高了干濕砂/橡膠輪磨料磨損條件下低合金耐磨鋼的磨料磨損性能。顆粒強(qiáng)化型低合金耐磨鋼的耐磨性能主要由第二相TiC顆粒決定，但第二相強(qiáng)化顆粒也需要具有良好綜合性能的基體組織來支撐，才能充分發(fā)揮其抵抗磨損保護(hù)基體的作用。因此，本文主要研究回火處理工藝對(duì)顆粒強(qiáng)化型低合金耐磨鋼組織、力學(xué)性能以及磨損性能的影響，獲得最佳的回火工藝，為第二相強(qiáng)化顆粒提供良好的支撐，最終獲得兼具高耐磨性能和良好綜合性能的顆粒強(qiáng)化型低合金耐磨鋼。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用顆粒強(qiáng)化型低合金耐磨鋼的成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.30C、0.54Si、1.30Mn、0.30Ti、0.25Mo，余量Fe。Ti元素是強(qiáng)氧化物形成元素，在冶煉過程中Ti可與空氣中的氧氣反應(yīng)形成TiO2，從而造成Ti元素的損失。因此，顆粒強(qiáng)化型低合金耐磨鋼的冶煉是在150 kg真空感應(yīng)熔煉爐中進(jìn)行的。熔煉后先澆注成130 mm×100 mm×500 mm的矩形坯，再切割成130 mm×100 mm×150 mm的矩形坯進(jìn)行熱軋，在實(shí)驗(yàn)室φ450 mm兩輥可逆式試驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行兩階段控制熱軋，軋制成12 mm厚的鋼板，軋制后空冷到室溫。

1.2 試驗(yàn)方法

采用熱膨脹儀對(duì)試驗(yàn)鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ac1)和奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度(Ac3)進(jìn)行測(cè)定[14]。根據(jù)切線法測(cè)定平衡條件下試驗(yàn)鋼的Ac1和Ac3分別為664 ℃和860 ℃。將熱軋鋼板切成100 mm×140 mm×12 mm試樣，將其加熱到880 ℃保溫20 min，然后水淬至室溫，再將鋼板分別加熱到180、200、220、240、260、280和300 ℃回火40 min。

從鋼板上切取12 mm×10 mm×8 mm金相試樣，進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光后，對(duì)未侵蝕試樣進(jìn)行TiC顆粒形貌及分布觀察，對(duì)硝酸酒精侵蝕的試樣進(jìn)行微觀組織形貌觀察。TiC顆粒形貌和微觀組織形貌采用Zeiss Ultra 55場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行觀察，拉伸和沖擊試樣的斷口形貌采用FEI Quanta 600掃描電鏡觀察。在FEI Tecnai G2F20透射電鏡上觀察馬氏體板條的顯微結(jié)構(gòu)。

拉伸試驗(yàn)在室溫下進(jìn)行，采用AG-XPLUS電子萬能試驗(yàn)機(jī)，拉伸速率為1 mm/min。拉伸試樣采用GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》規(guī)定的A25標(biāo)準(zhǔn)圓棒拉伸試樣，拉伸試樣垂直于軋制方向，直徑φ5 mm，標(biāo)距長(zhǎng)度25 mm，平行段長(zhǎng)度35 mm。沖擊試驗(yàn)采用10 mm×10 mm×55 mm 的V型缺口試樣，平行于鋼板的軋制方向。采用ZBC 2000-EB 擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)對(duì)鋼板的-20 ℃低溫沖擊吸收能量進(jìn)行測(cè)定。采用KB3000BVRZ-SA萬能宏觀硬度計(jì)對(duì)試驗(yàn)鋼的宏觀維氏硬度進(jìn)行測(cè)定，載荷砝碼為10 kg，取10次測(cè)定的平均值作為最終結(jié)果。依據(jù)ASTM-G65制備75 mm×25.5 mm×7 mm磨損試樣，磨損試樣平行于軋制方向。室溫下，在MLG-130B干砂/橡膠輪磨料磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行磨料磨損試驗(yàn)，測(cè)定不同回火溫度試驗(yàn)鋼的磨損量。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 回火溫度對(duì)微觀組織的影響

低溫回火是低合金耐磨鋼熱處理的重要工序，低溫回火可以降低淬火過程中產(chǎn)生的應(yīng)力，以改善強(qiáng)韌性匹配。軋制前后試驗(yàn)鋼基體中的微米級(jí)粒子形貌如圖1所示，軋制前微米級(jí)粒子呈仿晶界分布，經(jīng)過軋制后微米級(jí)粒子向均勻彌散化分布轉(zhuǎn)變。鑄態(tài)微米級(jí)粒子的元素分布如圖2所示，微米級(jí)粒子主要含有C、Ti和Mo元素，不含有Cr和Mn元素。低溫回火后試驗(yàn)鋼的組織為回火馬氏體，如圖3所示，其板條結(jié)構(gòu)仍然清晰可見，由于回火溫度較低，回復(fù)不完全?；w中存在大量白色細(xì)長(zhǎng)條狀或針狀碳化物，經(jīng)過能譜分析其成分為Fe和C，即ε-碳化物[15]。在低溫回火過程中，馬氏體中過飽和碳原子具有一定的擴(kuò)散能力，而且“位錯(cuò)管道”可以作為碳原子的快速擴(kuò)散通道，易于形成富碳的核心，促進(jìn)位錯(cuò)線附近的碳原子聚集形成碳化物[16]。ε-碳化物分布在馬氏體板條內(nèi)部，在發(fā)生塑性變形時(shí)，可以釘扎位錯(cuò)，起到與MC型碳化物相同的作用，使試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度有所提高。隨著回火溫度的升高，基體中的ε-碳化物有增多和長(zhǎng)大的趨勢(shì)。此外，基體中還分布著較多球狀碳化物，能譜分析結(jié)果表明其含有Ti和C元素，原子比接近1∶1，推測(cè)其為TiC析出，尺寸為亞微米級(jí)別，是熱軋過程中回溶的Ti元素在后續(xù)熱處理過程中產(chǎn)生的析出物。

圖1 軋制前(a)、后(b)試驗(yàn)鋼中微米級(jí)粒子形貌

圖2 鑄態(tài)試驗(yàn)鋼中微米級(jí)粒子元素分布

圖3 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的顯微組織

采用透射電鏡對(duì)880 ℃淬火+200 ℃回火后的試驗(yàn)鋼進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖4所示。經(jīng)過低溫回火后，馬氏體板條中存在大量尺寸約100 nm的條狀碳化物，其尺寸基本與掃描電鏡下觀察的白色碳化物尺寸一致。此外在板條馬氏體個(gè)別部位發(fā)現(xiàn)鏈狀分布棒狀碳化物，在碳化物附近有一定的位錯(cuò)存在。這是碳原子沿著位錯(cuò)線偏聚形成的析出物，其尺寸相對(duì)較大?；w中還分布著較多球狀納米析出物，其為納米級(jí)TiC析出。

圖4 經(jīng)880 ℃淬火和200 ℃回火后試驗(yàn)鋼的TEM圖

2.2 回火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

不同回火溫度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如圖5所示。隨著回火溫度從180 ℃升高至300 ℃，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸降低，而屈服強(qiáng)度整體上呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，斷后伸長(zhǎng)率呈現(xiàn)逐漸升高的趨勢(shì)。低溫回火過程中，消除了基體中由于淬火而產(chǎn)生的相變應(yīng)力，降低了鋼板的脆性；同時(shí)，在低溫回火過程中，馬氏體中過飽和的碳原子發(fā)生偏聚而形成碳化物，而低溫回火的溫度較低，碳原子運(yùn)動(dòng)范圍有限，即使位錯(cuò)線可以作為C原子擴(kuò)散的快速通道，其在低溫時(shí)形成的碳化物仍然以ε-碳化物為主。低溫回火形成的細(xì)小ε-碳化物可以釘扎位錯(cuò)，所以，在一定溫度范圍回火，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度隨著回火溫度升高而升高，而當(dāng)回火溫度達(dá)到一定值后，細(xì)小的ε-碳化物發(fā)生粗化，釘扎位錯(cuò)的作用逐漸減弱或消失，屈服強(qiáng)度逐漸降低。試驗(yàn)鋼的硬度隨著回火溫度的升高而降低，一方面，低溫回火過程中內(nèi)應(yīng)力降低使硬度降低；另一方面，碳化物析出使碳的固溶強(qiáng)化減少，析出強(qiáng)化增多，這也使硬度降低。-20 ℃低溫沖擊吸收能量隨著回火溫度升高逐漸降低，回火溫度升高使試驗(yàn)鋼中析出的碳化物逐漸增多，其對(duì)低溫韌性不利。

圖5 880 ℃淬火、不同回火溫度后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的拉伸斷口形貌如圖6所示。拉伸斷口呈現(xiàn)出塑性斷裂的特征，斷口上分布著大量韌窩，微米級(jí)TiC粒子處產(chǎn)生了損傷坑，損傷坑連接在一起形成層狀結(jié)構(gòu)?；鼗饻囟容^低時(shí)，韌窩尺寸較小，損傷坑較大，層狀結(jié)構(gòu)較寬，隨著回火溫度逐漸升高，韌窩尺寸逐漸變大，損傷坑逐漸減小，層狀結(jié)構(gòu)逐漸變細(xì)?；鼗饻囟戎饾u升高，馬氏體發(fā)生一定回復(fù)，淬火應(yīng)力被消除，基體組織的塑性逐漸升高，由微米級(jí)粒子造成的損傷坑尺寸逐漸減小。

圖6 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的拉伸斷口形貌

不同回火溫度下試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌如圖7所示。沖擊斷口形貌呈現(xiàn)出脆性斷裂的河流花樣特征，260 ℃以下回火，試樣的斷口上存在較多的撕裂棱，撕裂棱是許多單獨(dú)形成的裂紋相互連接時(shí)撕裂產(chǎn)生的，需要消耗相對(duì)較多的能量?；鼗饻囟壬吆?，撕裂棱寬度明顯變窄、數(shù)量減少。隨著回火溫度的升高，基體中析出大量的碳化物，碳化物在變形過程中可以釘扎位錯(cuò)，位錯(cuò)聚集纏結(jié)后形成裂紋源，導(dǎo)致沖擊性能變差。

圖7 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌

為了研究低溫回火對(duì)三體磨料磨損性能的影響，采用干砂/橡膠輪磨料磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)不同回火溫度下試驗(yàn)鋼的磨損性能進(jìn)行了研究，結(jié)果如圖8所示。試驗(yàn)鋼的三體磨料磨損性能隨著低溫回火溫度升高整體呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。在200 ℃低溫回火時(shí)，其塑性、強(qiáng)度和韌性達(dá)到了最佳的匹配，所以耐磨性能在200 ℃回火時(shí)達(dá)到最高。

圖8 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的磨損量

3 結(jié)論

1)顆粒強(qiáng)化型低合金耐磨鋼基體中分布著大量微米級(jí)(Ti,Mo)C顆粒，鑄態(tài)的微米級(jí)粒子呈現(xiàn)出仿晶界分布的特征，而經(jīng)過軋制后微米級(jí)粒子向彌散化分布轉(zhuǎn)變。

2)經(jīng)過低溫回火后，試驗(yàn)鋼的組織為回火板條馬氏體，馬氏體板條內(nèi)部分布著大量棒狀ε-碳化物，隨著回火溫度的升高，ε-碳化物數(shù)量增多。此外，回火板條馬氏體基體中還存在亞微米和納米級(jí)球狀TiC析出。

3)隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、硬度和沖擊性能逐漸降低，屈服強(qiáng)度整體上先升高后降低，而伸長(zhǎng)率逐漸升高。

4)試驗(yàn)鋼經(jīng)過不同溫度回火后，其三體磨料磨損性能整體呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，在200 ℃回火時(shí)，試驗(yàn)鋼表現(xiàn)出最佳的綜合力學(xué)性能和耐磨性能。