付錫彬， 陳子豪， 張 可， 趙時雨， 孫新軍， 朱正海， 梁小凱， 雍岐龍

(1. 安徽工業(yè)大學 冶金工程學院， 安徽 馬鞍山 243032；2. 鋼鐵研究總院有限公司 工程用鋼研究院， 北京 100081)

低合金耐磨鋼因其具有優(yōu)良的強韌性、高耐磨性以及低廉的價格，相比高錳鋼、耐磨鑄鐵等材料擁有更廣泛的市場和用途[1]。隨著工業(yè)生產(chǎn)技術(shù)的進步，各種機械設備對耐磨性能的要求越來越高[2]。如何有效提高低合金耐磨鋼的力學性能以及使用壽命成為國內(nèi)外學者關(guān)注和研究的熱點[3-4]。低合金耐磨鋼常采用淬火+回火的熱處理工藝獲得高硬度的馬氏體組織[5-6]。通常，只通過提高基體硬度來改善鋼材耐磨性則會導致材料加工性能的惡化。近年來，采用向基體中引入第二相粒子的顆粒增強型耐磨鋼受到了科技工作者的廣泛關(guān)注，研究發(fā)現(xiàn)[7-10]通過控制鋼中析出相的形狀和尺寸能較好的解決這個問題。當前的研究主要集中在無Ti或者低Ti耐磨鋼的熱處理工藝以及淬透性等方面[11-18]。在低Ti耐磨鋼中，Ti主要以少量的液析TiN以及納米TiC形式存在。相關(guān)研究表明[19]，耐磨鋼的耐磨性與其硬度和塑性有較大關(guān)系，硬度越高其耐磨性能通常也越好，而在同等硬度條件下，塑韌性越好耐磨性能也越好。本課題組前期通過向鋼中添加高Ti以在基體中形成微米-亞微米-納米尺度的TiC顆粒，實現(xiàn)了在同等硬度下大幅提高鋼材耐磨性的目的[20]。然而，針對高Ti耐磨鋼的相關(guān)工藝以及對性能的影響規(guī)律和微觀機理尚有待深入研究。本文通過采用不同溫度淬火+200 ℃回火的熱處理工藝，通過顯微組織觀察及相應力學性能測試，為合理調(diào)控高Ti低合金耐磨鋼的生產(chǎn)工藝提供理論依據(jù)和指導。

1 試驗材料及方法

試驗用低合金耐磨鋼的主要化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為：0.3C、0.89Mn、0.31Si、0.77Cr、0.6Ti、0.85(Ni+Mo)、0.005P、0.002S、0.0026N，余量Fe。為了在鋼中獲得較大體積分數(shù)的析出相粒子，加入高含量Ti元素的同時添加了Cr、Ni和Mo等元素以提高淬透性和低溫析出能力。試驗鋼采用150 kg真空感應爐冶煉，鑄錠鍛造后在實驗室兩輥軋機上軋制成厚度40 mm 的熱軋板，然后使用箱式電阻爐進行淬火和回火處理。依據(jù)Thermal-calc計算的試驗鋼奧氏體化溫度(813 ℃)，選取淬火溫度分別為840、880、920、960和1000 ℃，保溫0.5 h，隨后出爐水淬至室溫，再進行200 ℃ 回火0.5 h處理，隨后出爐空冷至室溫，其軋制與熱處理工藝如圖1所示。

圖1 試驗鋼的軋制與熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of rolling and heat treatment processes for the tested steel

拉伸試驗按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行，從熱處理后的板材上加工出φ5 mm標準拉伸試樣，在WE-300拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸試樣垂直于軋向取樣。金相試樣經(jīng)研磨拋光后分別使用4%硝酸酒精溶液和飽和苦味酸溶液顯示顯微組織和原始奧氏體晶粒，隨后采用Zeiss-40MAT數(shù)字光學顯微鏡進行觀察。使用配備SVDM3硬度軟件系統(tǒng)的VH-5維氏硬度計測量硬度，載荷1 kg，加載時間15 s，每個試樣測量5個 點并取平均值。采用JEM2100F型高分辨場發(fā)射透射電鏡(HRTEM)觀察萃取復型試樣上析出相的形貌和尺寸，通過透射電鏡配置的能譜儀(EDS)確定析出相的元素組成。

2 試驗結(jié)果和討論

2.1 淬火溫度對顯微組織的影響

圖2所示為試驗鋼不同淬火溫度下的SEM圖像。由圖2可知，試驗鋼不同溫度淬火+200 ℃回火后的組織均為板條馬氏體。由于所選取的淬火溫度均高于試驗鋼完全奧氏體化溫度，且淬火時冷速較大、回火溫度較低，所以得到的組織均為馬氏體，且原始奧氏體晶界清晰可見。隨著淬火溫度的升高，原始奧氏體晶粒尺寸略有增大，可清楚觀察到原始奧氏體晶粒內(nèi)部的馬氏體板條束，其大小隨著原始奧氏體晶粒尺寸的增大略有增大，馬氏體板條束內(nèi)不同取向的板條塊大致呈平行排列，馬氏體基體上分布著尺寸約10 μm的桿狀MC相及細小彌散分布的析出相粒子(如圖2(a)和(e))。

圖2 試驗鋼不同淬火溫度下的SEM圖像Fig.2 SEM images of the tested steel under different quenching temperatures (a) 840 ℃; (b) 880 ℃; (c) 920 ℃; (d) 960 ℃; (e) 1000 ℃

圖3所示為試驗鋼不同淬火溫度下的原始奧氏體形貌。由圖3可知，由于鋼板在軋制后形成了大量被拉長的變形奧氏體，其內(nèi)部產(chǎn)生大量的位錯和滑移帶，不同尺寸的析出相可優(yōu)先在這些缺陷上形核析出，釘扎位錯并使晶界難以遷移，從而阻礙晶粒的長大，有利于得到細化的晶粒。隨著淬火溫度的升高，原始奧氏體晶粒尺寸略微增大，在840、920和1000 ℃淬火后對應的晶粒尺寸分別為12.5、16.9和18.0 μm。由于奧氏體晶粒細小，經(jīng)淬火后可得到超細晶馬氏體，使得基體的強度和硬度大幅提高。而文獻[14]中，低合金耐磨鋼在850 ℃淬火時，原始奧氏體晶粒尺寸為21 μm，且隨著淬火溫度的升高，原始奧氏體晶粒繼續(xù)增大，950 ℃ 時已發(fā)生嚴重的粗化。由于本試驗鋼中加入大量的Ti元素，使得鋼中存在大量的析出相粒子，對晶界起到釘扎作用，同時由于淬火保溫時間較短，所以同等溫度下晶粒尺寸變化并不明顯。

圖3 試驗鋼不同淬火溫度下的原始奧氏體形貌Fig.3 Prior austenite morphologies of the tested steel under different quenching temperatures(a) 840 ℃; (b) 920 ℃; (c) 1000 ℃

圖4為試驗鋼不同淬火溫度下的TEM圖像。由圖4可知，試驗鋼不同淬火溫度下的組織均為板條狀馬氏體，細小的碳化物彌散分布在馬氏體內(nèi)部和板條之間，對多個析出相進行能譜分析，均得到如圖5所示的(Ti, Mo)C 譜型。隨著淬火溫度的升高，馬氏體板條邊界逐漸模糊，部分板條結(jié)構(gòu)發(fā)生合并變寬，板條塊尺寸逐漸增大。這是因為高溫淬火的試驗鋼經(jīng)回火后，馬氏體逐漸發(fā)生回復，板條邊界因原子間的擴散、重組變得逐漸模糊[21]。經(jīng)測量，840 ℃和1000 ℃淬火后的板條寬度分別約為206 nm和214 nm，淬火溫度的升高使得板條尺寸的平均寬度略有增加。文獻[22]表明，淬火溫度主要影響原始奧氏體晶粒尺寸以及板條塊尺寸，而對馬氏體板條的影響較小，這與圖4測量的結(jié)果是一致的。

圖4 試驗鋼不同溫度淬火后的TEM圖像Fig.4 TEM images of the tested steel under different quenching temperatures(a) 840 ℃; (b) 880 ℃; (c) 920 ℃; (d) 960 ℃; (e) 1000 ℃

圖5 試驗鋼中析出相的EDS圖譜Fig.5 EDS pattern of the precipitated phase in the tested steel

2.2 淬火溫度對析出相的影響

經(jīng)軋制后試驗鋼中析出了大小不一的各類析出相，如圖6中箭頭所指的亞微米和納米級析出相，對多張照片進行統(tǒng)計，亞微米級析出相尺寸在80 nm左右，納米級析出相尺寸約為6 nm。另外，圖2中還觀察到了微米級桿棒狀析出相(如圖2(a，e))。文獻[11]中已證實，微米級碳化物是從液相中通過共晶反應生成，亞微米級碳化物生成于凝固后的高溫固相，而納米級碳化物則是在軋制過程中的形變奧氏體中析出的。由于淬火溫度均高于奧氏體化溫度，此時大部分納米級的碳化物都會重新回溶到奧氏體中，而微米級和亞微米級析出相則保留下來。

圖6 試驗鋼軋態(tài)的析出相TEM形貌Fig.6 TEM image of precipitated phase in the as-rolled steel

圖7所示為試驗鋼軋態(tài)及不同淬火溫度下的析出相TEM圖像。與軋態(tài)相比，經(jīng)淬火和回火處理后的納米級析出粒子數(shù)量明顯減少，并且尺寸略有增大，這是由于在加熱和保溫過程中，納米級粒子發(fā)生了回溶現(xiàn)象，部分回溶到基體中，而在淬火及回火過程中析出量很少。另外，析出粒子多呈網(wǎng)狀或者團簇狀分布，這是由于在淬火態(tài)的高能馬氏體中，碳原子及其他合金元素難以發(fā)生擴散遷移，僅能通過短程擴散到位錯或者其他缺陷處，析出粒子更傾向于在原始奧氏體晶界及馬氏體板條塊界面處聚集[23]。

圖7 試驗鋼不同淬火溫度下的析出相TEM圖像(a)軋態(tài); (b)840 ℃; (c)880 ℃; (d)920 ℃; (e)960 ℃; (f)1000 ℃Fig.7 TEM images of precipitated phase in the tested steel under different quenching temperatures(a) as-rolled; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 920 ℃; (e) 960 ℃; (f) 1000 ℃

圖8給出了不同淬火溫度下析出相的尺寸分布，由圖8可知，隨著淬火溫度的升高，尺寸在5 nm以下的析出粒子所占比例不斷減小，840 ℃淬火時尺寸在10 nm以下的粒子所占比例最高，為83.3%，較大尺寸的粒子(>10 nm)所占比例最小，為16.6%。而在1000 ℃淬火時尺寸在10 nm以上的粒子所占比例最大，為49.6%。各淬火溫度下尺寸在5～10 nm的析出物所占比例均最高，這些細小的納米析出物可以釘扎位錯，阻礙位錯的運動，對鋼材強度的提高起到促進作用。隨著淬火溫度由840 ℃升高到1000 ℃，析出粒子的平均尺寸由6.07 nm增加至10.1 nm，其主要原因是在較高溫度下合金元素擴散速度比較快，固溶到馬氏體中的元素比較多，導致軋態(tài)的細小納米析出相不斷回溶，數(shù)量減少。另外，淬火溫度較低時，納米級粒子大多呈團簇狀分布，但隨著淬火溫度的升高，分布逐漸均勻彌散。

圖8 試驗鋼不同淬火溫度下的析出物尺寸分布Fig.8 Size distributions of the precipitated phase in the tested steel under different quenching temperatures

2.3 淬火溫度對力學性能的影響

圖9為試驗鋼不同淬火溫度下的力學性能。隨淬火溫度由840 ℃升高至1000 ℃，抗拉強度(Rm)和規(guī)定塑性延伸強度(Rp0.2)均先升高后降低，在920 ℃時達到最大值，分別為1535和1248 MPa。同樣，維氏硬度隨淬火溫度的升高呈先升高后降低的趨勢，840 ℃時最低為394 HV，920 ℃時最高為434 HV。另外，隨著淬火溫度的升高，伸長率呈緩慢下降趨勢，840 ℃時斷后伸長率最高為11.68%，920 ℃淬火時下降到10.0%，1000 ℃淬火時斷后伸長率最低為7.8%，這是由于在馬氏體鋼中，板條束是韌性的最小控制單元，其尺寸的增加會導致韌性的下降。由前文可知，隨著淬火溫度的升高，試驗鋼馬氏體板條束尺寸明顯增加，因此導致了斷后伸長率的降低。隨著淬火溫度的升高，試驗鋼在軋制及熱處理過程中產(chǎn)生的納米(Ti, Mo)C析出粒子發(fā)生溶解甚至長大會降低試驗鋼中析出強化的效果，對鋼的強度起到不利的作用。此外，析出相的溶解及長大也使其對晶界的釘扎作用減弱，不利于試驗鋼的塑韌性[24-26]。

圖9 試驗鋼不同淬火溫度下的力學性能Fig.9 Mechanical properties of the tested steel at different quenching temperatures

3 結(jié)論

1) 試驗鋼經(jīng)不同溫度淬火和200 ℃回火后的組織均為馬氏體，當淬火溫度由840 ℃升高至1000 ℃時，原始奧氏體晶粒尺寸由12.5 μm增加到18.0 μm，馬氏體板條寬度由206 nm增長至214 nm。

2) 隨淬火溫度升高，納米級(Ti, Mo)C粒子逐漸回溶并減少，微米及亞微米級粒子受淬火溫度影響不大，尺寸無明顯變化，應著重控制納米級粒子的形貌、尺寸及分布。

3) 試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和硬度均隨淬火溫度的升高先增加后降低，伸長率隨淬火溫度升高逐漸降低。920 ℃淬火時屈服強度和抗拉強度均達到最大值，分別為1248 MPa和1535 MPa，在此溫度下斷后伸長率為10.0%，強塑性匹配較好，故選擇920 ℃淬火較為適宜。