0.   引言

低合金耐磨鋼是制造挖掘機、自卸車、推土機等設備零部件的主要材料之一,這些設備通常服役于礦山行業(yè),常發(fā)生磨損失效,因此對材料耐磨性能要求極高。鋼材的耐磨性能不僅與強度、硬度有關,還與塑韌性有關[1-4]。增加碳含量可以提高鋼的強度與硬度,但同時也會惡化其韌性。通過調(diào)整合金元素的種類與含量、優(yōu)化軋制或熱處理工藝參數(shù)來改變鋼的微觀結構,同步提高鋼的強韌性,是目前常用的改善摩擦磨損性能的工藝[5-11]。KOSTRYZHEV等[12]研究發(fā)現(xiàn)：當馬氏體耐磨鋼中的鈦碳質(zhì)量比分別為0.314與0.905時,基體中會析出納米尺寸的TiC,此時鋼的強度、硬度與耐磨性能均較好；當鈦碳質(zhì)量比增加到1.641時,碳化物粗化,鋼的強度、硬度降低。OJALA等[13]研究發(fā)現(xiàn),添加硼、鎳、鉬元素后淬火耐磨鋼的耐磨性能提高,未添加硼、鉬元素時鋼的淬硬性和耐磨性能較差。GHOSH等[14]采用直接淬火配分工藝制得了具有高強韌性的納米尺寸板條馬氏體-奧氏體結構鋼。GHOSH等[15]還發(fā)現(xiàn),高硅直接淬火配分鋼具有較高的強度,屈服強度為1 025 MPa,抗拉強度達2 137 MPa,斷后伸長率約為12%。在低合金耐磨鋼生產(chǎn)加工過程中常用的熱處理方法是在熱軋后將其重新加熱至奧氏體化溫度后淬火、回火處理得到馬氏體組織,該方法存在工藝流程長、能源消耗大、重新加熱淬火過程易開裂等問題。采用熱軋后直接在線淬火+回火工藝來調(diào)控馬氏體組織,有利于控制鋼的力學性能,同時也可以提高生產(chǎn)效率[16]。回火處理是提高鋼力學性能的常見方法,淬火后進行回火處理可以增加鋼的塑性,并且低溫回火通常不會大幅度降低鋼的硬度與強度[17]。NM450鋼是礦山機械等領域使用較多的一種低合金耐磨鋼[18-19],作者采用熱軋后直接在線淬火+不同溫度回火工藝對該鋼進行熱處理,研究了回火溫度對其組織與性能的影響。研究成果可為低合金耐磨鋼的工業(yè)化生產(chǎn)提供試驗依據(jù)與理論支撐。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為中試工廠冶煉的NM450低合金鋼,采用真空感應爐進行冶煉,在1 520 ℃澆注,鑄坯厚度為150 mm,化學成分如表1所示。將鑄坯加熱至1 200 ℃保溫2 h,經(jīng)過7道次熱軋,軋至厚度為5 mm,再進行在線淬火處理,淬火溫度為900 ℃,最后在SX-10-13型箱式爐中進行回火處理,回火溫度分別為200,250,300,350 ℃,保溫時間為30 min,空冷。 

在試驗鋼上切取尺寸為20 mm×30 mm×5 mm的金相試樣,依次用180#,400#,600#,800#,1500#,2000#水磨砂紙機械打磨,拋光機拋光后,采用Nova 400 Nano SEM型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織,用附帶的能譜儀（EDS）進行析出相成分分析。通過研磨制取厚度為0.8 μm的試樣,沖成直徑為3 mm的圓片,用體積分數(shù)10%高氯酸乙酸溶液進行電解拋光后,采用JEM-F200型透射電子顯微鏡（TEM）觀察微觀形貌,低倍電壓為30 kV,高倍電壓為120 kV。 

按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》,采用INTRON8801型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗,板狀拉伸試樣總長度為120 mm,標距長度為52 mm,標距寬度為12.5 mm,拉伸速度為0.15 mm·min−1,測3個平行試樣取平均值。采用HV-1000B型維氏硬度計測試硬度,載荷為150 N,保載時間為15 s,測3個點取平均值。采用ML-100型磨粒磨損試驗機進行磨粒磨損試驗,磨料為粒徑1 μm的SiO2顆粒,試樣尺寸為10 mm×10 mm×20 mm,采用往復式磨損方式,單次行程為150 mm,載荷為45 N,磨損時間為20 min。利用電子天平稱取試驗鋼磨損前后的質(zhì)量并計算磨損質(zhì)量損失,測9個試樣取平均值；采用SEM觀察拉伸斷口和磨損表面形貌。 

2.   試驗結果與討論

2.1   回火溫度對顯微組織的影響

由圖1可見：淬火態(tài)試驗鋼的組織主要為板條馬氏體+少量殘余奧氏體+少量下貝氏體,未觀察到珠光體的存在,這是由于試驗鋼中碳含量（質(zhì)量分數(shù),下同）為0.20%,低于0.25%,并且添加了能提高淬透性的硼、鉻、鉬等合金元素,鋼的淬透性較高,珠光體轉變推遲。不同溫度回火后試驗鋼的組織均為回火馬氏體+貝氏體+殘余奧氏體。200 ℃低溫回火后的回火馬氏體形態(tài)仍為板條狀,碳向位錯區(qū)域偏聚,形成碳原子聚集區(qū)（GP區(qū)）；隨著回火溫度升高（300,350 ℃）,回火馬氏體板條界面逐漸消失,馬氏體中的碳以碳化物形式析出,碳化物數(shù)量增多,馬氏體過飽和度降低,殘余奧氏體轉變?yōu)槎务R氏體,殘余奧氏體含量降低。 

圖  1  淬火態(tài)和不同溫度回火態(tài)試驗鋼的SEM形貌

Figure  1.  SEM morphology of quenched (a–b) and tempered (c–f) test steel at different tempering temperatures: (a) at low magnification and (b) at high magnification

由圖2可見：200 ℃回火后試驗鋼中的回火馬氏體板條依然清晰,板條寬度為50~200 nm,馬氏體板條間存在納米尺寸的條狀殘余奧氏體,馬氏體基體中存在高密度位錯區(qū)域與低密度位錯區(qū)域。在200 ℃回火時殘余奧氏體未發(fā)生分解,并且由于回火溫度較低,馬氏體中過飽和碳向位錯區(qū)域偏聚形成GP區(qū)。馬氏體相變是在淬火過程中通過切變機制形成的,這一過程中馬氏體基體內(nèi)會形成高密度位錯。當回火溫度升高到250~300 ℃時,位錯區(qū)域偏聚的碳含量增加,當其增加到一定程度后會析出與基體共格的過渡碳化物FexC；當回火溫度繼續(xù)升高到350 ℃時過渡碳化物FexC轉變?yōu)镕e3C,馬氏體過飽和度降低。在回火過程中位錯運動,異號位錯相遇而湮滅,導致位錯密度降低?；鼗饻囟鹊纳邥龠M位錯運動,從而降低位錯密度。此外,回火溫度升高也會促使亞穩(wěn)相殘余奧氏體向二次馬氏體或下貝氏體組織轉變。 

圖  2  不同溫度回火后試驗鋼的TEM明場像和暗場像

Figure  2.  TEM bright field images (a, c) and dark field images (b, d) of test steel tempered at different temperatures

由圖3可見,350 ℃回火后試驗鋼基體中存在近似球形的析出相,尺寸約為100 nm,該析出相為以鈮、鈦、鉬為主要成分的碳化物[20]。試驗鋼中的鉬元素會與NbC、TiC相互作用形成（Nb,Ti,Mo）C碳化物,并能降低碳化物的粗化速率。（Nb,Ti,Mo）C碳化物尺寸較大,一般在熱軋過程析出,直接淬火后保留在組織中,回火過程對其影響較小,因此其尺寸與數(shù)量不會隨回火溫度變化而變化[20]。 

圖  3  350 ℃回火后試驗鋼基體中析出相的TEM形貌和圖(a)中方框區(qū)域的EDS譜

Figure  3.  TEM morphology (a) and EDS spectrum of box area shown in Fig. (a) (b) of precipitation phase in test steel tempered at 350 ℃

2.2   回火溫度對拉伸性能和硬度的影響

由圖4可見：隨著回火溫度的升高,試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和硬度均下降,斷后伸長率先下降后升高,當回火溫度為300 ℃時最低；當回火溫度從200 ℃升高到350 ℃時,試驗鋼的硬度從492 HV降到457 HV。 

圖  4  不同溫度回火后試驗鋼的力學性能

Figure  4.  Mechanical properties of test steel tempered at different temperatures

試驗鋼基體組織主要是馬氏體,馬氏體鋼的強化機理主要有碳的過飽和固溶強化、位錯強化、晶界強化與析出強化。當回火溫度為200 ℃時,回火馬氏體板條的寬度在50~200 nm,其板條界面能夠阻礙塑性變形過程中的位錯運動,從而提高強度；板條馬氏體基體中仍存在高密度位錯,起到位錯強化作用；馬氏體過飽和度仍較高,較高濃度碳原子的存在起到較強固溶強化作用；基體中納米尺寸的NbC、TiC起到析出強化作用[20]。因此,200 ℃回火后試驗鋼的強度和硬度仍很高。此外,由于200 ℃回火后試驗鋼基體中存在位錯區(qū)域,位錯運動可以緩和局部應力集中,延緩裂紋形核并消減已有裂紋尖端的應力峰,有利于材料的塑性,因此其塑性也較好。隨著回火溫度升高,位錯運動增強,異號位錯相遇而湮滅,試驗鋼的位錯密度降低,位錯強化作用減弱；過飽和馬氏體中碳析出形成滲碳體,碳的固溶強化作用降低。因此,試驗鋼強度與硬度隨回火溫度升高而下降。當回火溫度升至300 ℃時,試驗鋼基體中的殘余奧氏體轉變?yōu)槎务R氏體或下貝氏體,二次馬氏體的存在對鋼的塑性不利；當回火溫度升至350 ℃時,基體中的位錯密度繼續(xù)降低,過飽和碳析出,鋼的塑性提高。 

由圖5可見,不同溫度回火試驗鋼的拉伸斷口中均存在大量韌窩,呈韌性斷裂特征,韌窩大小不一。200 ℃回火后拉伸斷口中主要存在小韌窩；當回火溫度升至300 ℃時,小韌窩數(shù)量減少,大韌窩數(shù)量增加,并且斷口中出現(xiàn)了撕裂棱；當回火溫度升至350 ℃時,由于馬氏體發(fā)生回復,位錯密度降低,塑性變形能力增強,大韌窩數(shù)量增加。韌窩的形成與試驗鋼塑性變形過程的位錯運動有關：在拉伸變形過程中,位錯運動遇到析出相時會發(fā)生位錯塞積,造成應力集中,當應力超過界面強度時會產(chǎn)生微孔,微孔聚集形成韌窩。 

圖  5  不同溫度回火試驗鋼拉伸斷口的SEM形貌

Figure  5.  SEM morphology of tensile fracture of tempered test steel at different temperatures

2.3   回火溫度對耐磨性能的影響

由圖6可知,隨著回火溫度的升高,試驗鋼的磨損質(zhì)量損失增大,說明其耐磨性能降低。由圖7可見：當回火溫度分別為200,250 ℃時,試驗鋼磨損表面均出現(xiàn)大量犁溝,說明在外加應力作用下,試驗鋼表面與磨料相互作用,發(fā)生了明顯的塑性變形；當回火溫度升高至300,350 ℃時,磨損表面除了存在大量犁溝,還出現(xiàn)大量磨屑與疲勞裂紋,說明試驗鋼的磨損機理包括塑性變形與疲勞磨損等。 

圖  6  不同溫度回火后試驗鋼的磨損質(zhì)量損失

Figure  6.  Wear mass loss of test steel tempered at different temperatures

圖  7  不同溫度回火試驗鋼磨損表面的SEM形貌

Figure  7.  SEM morphology of wear surface of tempered test stee at different temperatures

較低溫度回火后試驗鋼的塑性較好,在低應力磨料磨損環(huán)境下,當磨粒與材料表面夾角較小時,外加應力會促使磨粒向前移動,使材料表面發(fā)生塑性變形,形成犁溝,犁溝兩側形成犁皺；在隨后的往復磨損應力作用下,犁皺被碾平,甚至在材料表面和亞表面出現(xiàn)裂紋源,最終產(chǎn)生疲勞剝落形成磨屑：此時的磨損機制主要是塑性變形[21-23]。較高溫度回火后,試驗鋼基體中殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變,新形成的馬氏體具有較高的內(nèi)應力,因此試驗鋼在往復磨損應力作用下產(chǎn)生疲勞開裂,發(fā)生局部剝落形成少量磨屑,其磨損機理主要為塑性變形和疲勞磨損。 

3.   結論

（1）淬火態(tài)NM450低合金鋼的組織為板條馬氏體+少量殘余奧氏體+少量下貝氏體,馬氏體基體中存在高密度位錯；不同溫度回火后組織主要為回火馬氏體+貝氏體+殘余奧氏體。隨著回火溫度的升高,馬氏體板條界面逐漸消失,位錯密度降低,馬氏體中的碳以滲碳體形式析出,基體中碳化物數(shù)量增多,殘余奧氏體含量減少。 

（2）隨著回火溫度的升高,試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和硬度均下降,斷后伸長率先降后升。不同溫度回火試驗鋼的拉伸斷口均存在大量韌窩,呈韌性斷裂特征。隨著回火溫度的升高,位錯強化與固溶強化作用減弱,導致試驗鋼的強度與硬度均降低。 

（3）隨著回火溫度的升高,試驗鋼的磨損質(zhì)量損失增大,耐磨性能下降。試驗鋼磨損表面在回火溫度分別為200,250 ℃時均出現(xiàn)大量犁溝,磨損機制主要為塑性變形,在回火溫度升高至300,350 ℃后磨損表面除了存在大量犁溝外,還出現(xiàn)大量磨屑與疲勞裂紋,磨損機制轉為塑性變形與疲勞磨損。

文章來源——材料與測試網(wǎng)