張 蒙, 吳光亮

(中南大學 資源加工與生物工程學院, 湖南 長沙 410083)

結(jié)構(gòu)材料的失效方式主要有斷裂、腐蝕和磨損3種,每年由于磨料磨損造成的損失十分巨大,在冶金礦山、鐵路運輸、煤炭及農(nóng)業(yè)機械等中,許多鋼材都因材料磨損而失效[1-3]。我國在耐磨鋼領(lǐng)域的研發(fā)較晚,綜合性能及穩(wěn)定性與國外同級別的耐磨鋼相比仍有較大差距,目前高級別的耐磨鋼板仍主要依賴進口[4]。耐磨材料不僅在硬度上有要求,還需具有較好的可焊性、可塑性和韌性,但高級別的耐磨鋼,在提高硬度的同時,韌性會有所降低,影響耐磨鋼的性能。

兩相區(qū)淬火又稱臨界區(qū)淬火、亞溫淬火,是指將材料加熱到Ac1～Ac3溫度范圍內(nèi)并保溫一段時間進行淬火的熱處理工藝,能夠達到提高鋼的低溫韌性、細化晶粒尺寸等目的[5-6]。目前,較多的研究表明,QLT熱處理工藝,即在完全淬火(Q)和回火(T)工序間增加一次兩相區(qū)淬火(L),通過兩相區(qū)淬火溫度控制馬氏體和鐵素體體積比例,能夠在保證硬度或者強度較小程度降低甚至不變的同時提高韌性[7-8]。本文主要對NM500耐磨鋼的QLT工藝進行研究,探討兩相區(qū)淬火溫度、回火溫度對NM500耐磨鋼組織演變及力學性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗材料為國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的NM500耐磨鋼板,厚度為12 mm,其化學成分如表1所示。利用全自動相變儀,采用熱膨脹法測定NM500耐磨鋼的相變點,Ac3=775 ℃,Ac1=890 ℃,Ms=358 ℃。

表1 NM500耐磨鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

將試驗鋼切割成85 mm×70 mm×12 mm的熱處理試樣,在箱式電阻爐中進行加熱,首先加熱至940 ℃,保溫36 min后水冷;然后在820～880 ℃內(nèi)進行兩相區(qū)淬火,保溫36 min后水冷,淬火處理后的試樣進行顯微組織觀察及力學性能測試。在兩相區(qū)淬火溫度為870 ℃下進行系列回火溫度試驗,在200～600 ℃內(nèi)進行回火處理,保溫30 min,空冷。

從不同溫度淬火、回火處理后的試驗鋼上切割金相試樣,經(jīng)過精細打磨、拋光后用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕,用TESCAN MIRA3場發(fā)射掃描電鏡對試驗鋼的微觀組織進行觀察。從不同溫度淬火、回火處理后的試驗鋼上切割10 mm×10 mm×0.3 mm的薄片,分別用400、600、800及1200號砂紙逐級打磨至40 μm左右(期間用游標卡尺不斷測量尺寸),在打孔機上將每個試樣沖出2～3個φ3 mm的圓薄片,采用雙噴電解減薄至100 nm左右后在透射電鏡下觀察組織的亞結(jié)構(gòu)及析出物。

在熱處理之后的試樣上沿軋制方向切割標準拉伸試樣,標距為20 mm,直徑為φ12 mm,在MTS810萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為2 mm/min。在垂直于軋制方向上切割10 mm×10 mm×50 mm的V型沖擊試樣,并按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》,在擺錘沖擊試驗機進行-40 ℃低溫沖擊試驗。在熱處理后的試樣上截取尺寸為10 mm×10 mm×12 mm的試樣,根據(jù)GB/T 4340.1—2009《金屬材料 維氏硬度試驗》,在HMV-2T顯微硬度試驗機上進行硬度測試,試驗載荷為980.7 mN,加載保壓時間為10 s。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 兩相區(qū)淬火溫度對顯微組織的影響

圖1是QL熱處理后得到的馬氏體-鐵素體雙相組織。在圖1中可知,當淬火溫度低于880 ℃時,鐵素體含量隨淬火溫度的升高而逐漸降低,在880 ℃時幾乎觀察不到鐵素體(見圖1(d))。試驗鋼在820 ℃淬火時,馬氏體在鐵素體上呈不規(guī)則的長條狀或島狀分布(見圖1(a)),馬氏體的形態(tài)與原奧氏體的形態(tài)相關(guān),奧氏體轉(zhuǎn)變程度與兩相區(qū)加熱保溫參數(shù)有關(guān)。當加熱溫度較低時,奧氏體擴散速度較慢且以晶界擴散為主,所以奧氏體沿鐵素體晶界處長大較快,鐵素體內(nèi)部較慢,因此形成了不規(guī)則的長條狀或島狀奧氏體,進而也使后續(xù)轉(zhuǎn)變成的馬氏體也呈這種形態(tài)分布[9]。當淬火溫度升到840 ℃時,鐵素體含量降低最為明顯,其呈不規(guī)則塊狀或條狀與馬氏體相間分布(見圖1(b)),此時馬氏體也為塊狀。當加熱溫度升高至860 ℃時,最顯著的變化是形成了板條狀的馬氏體組織,板條束形狀不規(guī)則,鐵素體含量及尺寸也明顯減小,在接近全奧氏體化的溫度下,可以明顯觀察到扁平狀原奧氏體晶粒內(nèi)的板條狀馬氏體(見圖1(c))。

圖1 不同兩相區(qū)淬火溫度下試驗鋼的掃描電鏡圖Fig.1 SEM images of the tested steel quenched at different intercritical quenching temperatures(a) 820 ℃; (b) 840 ℃; (c) 860 ℃; (d) 880 ℃

圖2為試驗鋼在840 ℃兩相區(qū)淬火后的TEM圖像。圖2(a, b)顯示了QL熱處理后得到的馬氏體-鐵素體雙相組織中兩種組織的不同結(jié)合方式,鐵素體和馬氏體結(jié)合方式的不同必然也會影響試驗鋼的力學性能。

圖2 試驗鋼在840 ℃兩相區(qū)淬火后的TEM圖Fig.2 TEM images of the tested steel after intercritical quenching at 840 ℃

2.2 兩相區(qū)淬火溫度對力學性能的影響

試驗鋼在不同兩相區(qū)淬火溫度下得到的力學性能如圖3所示。從圖3可以看出,當淬火溫度在820～880 ℃之間時,隨著淬火溫度的升高,抗拉強度從1283 MPa升至1673 MPa,屈服強度從995 MPa升至1266 MPa,硬度從350.9 HV0.1升高至510.3 HV0.1,-40 ℃沖擊吸收能量從67 J降低至33 J,斷后伸長率在11%～16%之間。在變化趨勢上,在820～860 ℃之間強度和硬度增加最快,當淬火溫度超過860 ℃后,其增加趨勢變得平緩,在韌塑性上的變化與強度和硬度相反。

圖3 兩相區(qū)淬火溫度對試驗鋼力學性能的影響(a)抗拉強度和屈服強度;(b)硬度;(c)伸長率;(d)沖擊吸收能量(-40 ℃)Fig.3 Effect of intercritical quenching temperature on mechanical properties of the tested steel(a) tensile strength and yield strength; (b) hardness; (c) elongation; (d) impact absorbed energy (-40 ℃)

當試驗鋼的成分一定時,鋼的力學性能主要由其組織決定,包括組織的形態(tài)、分布狀態(tài)和體積分數(shù)等。在兩相區(qū)淬火過程中,試驗鋼的力學性能受加熱溫度的影響較大:隨著加熱溫度的升高,新生奧氏體的含量逐漸增加,鐵素體的含量相對減少,在后續(xù)的冷卻過程中奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變成馬氏體,未轉(zhuǎn)變鐵素體則被保留下來,從而形成了馬氏體-鐵素體雙相鋼。馬氏體-鐵素體雙相鋼的屈服強度主要由軟相鐵素體決定,而抗拉強度主要取決于兩相的強度和體積分數(shù)占比。雙相鋼的抗拉強度可由下式表示[10]:

(1)

式中:Rm0為混合組織的強度;Rmf、Rm為分別指鐵素體和馬氏體的強度;Vf為保留的鐵素體的體積分數(shù)。

當試驗鋼成分一定時,鋼中馬氏體和鐵素體的強度也是確定的。因此,由式(1)可以看出,馬氏體-鐵素體雙相鋼最終的抗拉強度與其組織中被保留的鐵素體體積分數(shù)緊密相關(guān),這與上述兩相區(qū)淬火加熱過程中強度變化趨勢一致。

2.3 回火溫度對顯微組織的影響

圖4為試驗鋼在兩相區(qū)淬火溫度為870 ℃下,經(jīng)過不同溫度回火處理后得到的顯微組織。當回火溫度為200 ℃時,板條結(jié)構(gòu)清晰明銳,馬氏體與鐵素體界面清晰(見圖4(a))。當回火溫度增加至300 ℃時,此時板條結(jié)構(gòu)已經(jīng)模糊,掃描電鏡照片上可以觀察到鐵素體邊界處白色且明亮的區(qū)域(見圖4(b)),說明富碳馬氏體中的碳原子開始向鐵素體邊界擴散,馬氏體已經(jīng)開始分解。圖4(c)為回火溫度為400 ℃的微觀形貌,掃描照片中依然可以看到板條結(jié)構(gòu),與300 ℃相比,明亮區(qū)域增加,在原奧氏體晶界內(nèi)有碳化物的析出。當回火溫度繼續(xù)升高到500 ℃時,在圖4(d)中可以看出,板條結(jié)構(gòu)已經(jīng)很模糊,馬氏體發(fā)生分解,生成許多碳化物顆粒,并且尺寸較大,彌散分布在原始奧氏體晶界內(nèi)及鐵素體邊界處。600 ℃高溫回火時,馬氏體基本已經(jīng)分解完成,幾乎觀察不到板條結(jié)構(gòu),析出物顆粒已經(jīng)擴散到原始奧氏體晶界及鐵素體邊界處(見圖4(e)),基體內(nèi)碳化物變少。

圖4 870 ℃兩相區(qū)淬火不同回火溫度下試驗鋼的掃描電鏡圖Fig.4 SEM images of the tested steel intercritical quenched at 870 ℃ and tempered at different temperatures(a) 200 ℃; (b) 300 ℃; (c) 400 ℃; (d) 500 ℃; (e) 600 ℃

圖5為試驗鋼在200、500 ℃回火后的TEM圖像。從圖5中可以看出,在200 ℃回火溫度下,馬氏體板條結(jié)構(gòu)一般不發(fā)生明顯變化,圖5(a)中可以看到清晰的板條結(jié)構(gòu),板條內(nèi)部存在大量位錯。此外,在板條間存在許多殘留奧氏體薄膜,殘留奧氏體的分布位置如圖5(a)中箭頭所示。板條馬氏體中存在穩(wěn)定的殘留奧氏體能改善試驗鋼的力學性能,主要是因為殘留奧氏體能阻止板條馬氏體間裂紋的擴散,并且可以減緩由板條緊密排列而引起的位錯端應力集中。圖5(b)顯示,在500 ℃回火溫度下,殘留奧氏體分解,馬氏體分解程度加重,板條結(jié)構(gòu)模糊,但仍可以觀察到板條界。

2.4 回火溫度對力學性能的影響

試驗鋼在不同回火溫度下得到的力學性能如圖6所示。從圖6中可以看出,在回火過程中硬度逐漸降低,而韌性先降低后升高。當回火溫度從200 ℃升至600 ℃,硬度從503 HV0.1降低至330 HV0.1?；鼗饻囟葟?00 ℃升至400 ℃時,低溫沖擊吸收能量從49 J緩慢下降至34.3 J,抗拉強度從1617.9 MPa降至1499.3 MPa;回火溫度繼續(xù)升高至500 ℃,低溫沖擊吸收能量增加至110.6 J,抗拉強度下降至1254.5 MPa。試驗鋼的抗拉強度主要與組織中硬相馬氏體有關(guān)。在回火過程中,馬氏體會首先發(fā)生回復及多邊形化,當回火溫度繼續(xù)升高時,馬氏體中的碳原子擴散、偏聚、重新分布,位錯密度會降低,板條結(jié)構(gòu)逐漸消失,最終會發(fā)生馬氏體的脫溶分解,因此隨著回火溫度的升高抗拉強度逐漸下降。

在回火溫度低于400 ℃時,屈服強度從1289.9 MPa緩慢升高至1330.9 MPa;當回火溫度高于400 ℃時,屈服強度開始下降,在回火溫度為600 ℃時,屈服強度降至1063 MPa。屈服強度發(fā)生這種變化規(guī)律的原因為:含有過飽和碳的硬相淬火態(tài)馬氏體會發(fā)生晶格畸變,同時馬氏體切變也會產(chǎn)生體積和形態(tài)的變化,其與軟相鐵素體相互作用時會產(chǎn)生大量位錯。在低應力下,這些位錯就可以發(fā)生移動,當回火溫度升高時,許多位錯會消失或者重新排列,位錯密度會減小[11],此時屈服強度會先升高,但隨著回火溫度繼續(xù)升高,淬火內(nèi)應力逐漸消除,馬氏體發(fā)生回復再結(jié)晶等,會消除組織內(nèi)的晶體缺陷等,會使屈服強度大幅下降。經(jīng)上述分析,試驗鋼達到良好強韌性匹配的回火溫度區(qū)間為200～250 ℃。

3 結(jié)論

1) 當兩相區(qū)淬火溫度在820～880 ℃區(qū)間內(nèi)時,NM500耐磨鋼為馬氏體-鐵素體雙相組織,隨淬火溫度的升高,鐵素體含量逐漸降低,馬氏體含量逐漸增加。

2) 當兩相區(qū)淬火溫度由820 ℃上升到880 ℃,硬相馬氏體的逐漸增多,也使試驗鋼的強度和硬度隨淬火溫度的升高而提高。韌性的變化與強度和硬度相反,當淬火溫度從820 ℃升至880 ℃時,因軟相鐵素體逐漸減少,-40 ℃沖擊吸收能量從67 J降低至33 J。

3) NM500耐磨鋼QLT工藝的回火過程中,隨著回火溫度的升高馬氏體及殘留奧氏體逐漸分解,碳化物析出增加并且粗化,當回火溫度升高到600 ℃時,馬氏體分解基本完成。

4) NM500耐磨鋼在870 ℃兩相區(qū)淬火下,在200～600 ℃內(nèi)回火,隨回火溫度的升高,NM500耐磨鋼的硬度、抗拉強度逐漸降低,而韌性先降低后提高。在200～250 ℃范圍內(nèi)回火,有利于試驗鋼得到較好的強韌性匹配。在200 ℃回火溫度下,試驗鋼的抗拉強度為1617.9 MPa,屈服強度為1289.9 MPa,硬度為503.3 HV0.1,-40 ℃沖擊吸收能量為49 J。