王曉南，杜林秀，邸洪雙

（1.蘇州大學(xué) 沙鋼鋼鐵學(xué)院，蘇州215021；2.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，沈陽(yáng)110819）

0 引 言

以電力為主的新能源汽車(chē)技術(shù)和輕量化技術(shù)是解決汽車(chē)節(jié)能減排問(wèn)題的主要措施［1－2］，但電動(dòng)汽車(chē)受到電池技術(shù)的制約，因此輕量化是目前載重汽車(chē)節(jié)能減排最有效的措施［3］?，F(xiàn)我國(guó)載重汽車(chē)產(chǎn)量占國(guó)內(nèi)汽車(chē)總產(chǎn)量30%，年產(chǎn)量達(dá)到600萬(wàn)輛，其車(chē)身材料的70%為鋼鐵。現(xiàn)國(guó)外已將屈服強(qiáng)度為700MPa級(jí)鋼板廣泛應(yīng)用在載重汽車(chē)生產(chǎn)制造上，如瑞典SSAB公司的Domex650MC、Domex700MC，日本JFE的 NANOHITEN Steel等［4－6］。而國(guó)內(nèi)載重汽車(chē)車(chē)廂用鋼的屈服強(qiáng)度僅為350～450MPa，鋼板強(qiáng)度低，車(chē)廂自重大。采用超高強(qiáng)度薄鋼板替代低強(qiáng)度厚鋼板，可在減少鋼材用量同時(shí)提高有效負(fù)載能力和運(yùn)輸效率。寶鋼采用低碳和一定量的錳復(fù)合并加入微合金元素（鈮、釩、鈦和鉬）的方法，成功生產(chǎn)出BS550MC－BS700MC系列熱軋鋼板，主要用于載重汽車(chē)大梁及車(chē)廂等的制造。

磨損是金屬材料的主要破壞形式之一［7－8］。對(duì)于車(chē)廂板而言，在使用過(guò)程中無(wú)法避免發(fā)生表面磨損，導(dǎo)致其表面狀態(tài)發(fā)生變化，甚至在表面形成微裂紋，直接影響其使用壽命。因此，對(duì)于新開(kāi)發(fā)的低成本高性能熱軋700MPa級(jí)車(chē)廂板［9－10］而言，研究其耐磨性具有非常重要的意義。為此，作者通過(guò)常溫摩擦磨損試驗(yàn)研究了低成本高性能熱軋700MPa級(jí)車(chē)廂板的耐磨性能，并與其它3種不同強(qiáng)度級(jí)別鋼材進(jìn)行了對(duì)比，探討顯微組織、納米析出物及宏觀硬度對(duì)耐磨性的影響，為700MPa級(jí)車(chē)廂板的推廣應(yīng)用提供必要的基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

A鋼和B鋼為國(guó)內(nèi)某鋼廠提供的熱軋板材，C鋼和700MPa級(jí)車(chē)廂板由東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室的φ450mm二輥可逆熱軋機(jī)組軋制方坯獲得板材，4種鋼板的厚度均為10mm。表1列出了4種試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分。C鋼與700MPa級(jí)車(chē)廂板的化學(xué)成分相同，均是在碳錳鋼基礎(chǔ)上適當(dāng)提高錳含量，復(fù)合添加微合金元素鈮和鈦，并充分運(yùn)用細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和相變強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制，獲得細(xì)小的組織形態(tài)和納米尺度析出物（Nb，Ti）C，其抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到780MPa級(jí)和700MPa級(jí)。試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能列于表2中。

在MG－2000型高速摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上對(duì)各試驗(yàn)鋼進(jìn)行磨損試驗(yàn)。圖1給出銷試樣及盤(pán)試樣的尺寸。其中試驗(yàn)鋼為銷試樣，試樣需保證上下表面平行；對(duì)磨試樣（盤(pán)試樣）的材料為12CrMoV鋼，硬度為700HV10。首先，將銷試樣插入摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)的上夾具中，對(duì)磨試樣通過(guò)中心兩個(gè)直徑為5mm的小孔固定在試驗(yàn)機(jī)下夾具上，調(diào)整上下夾具位置使銷試樣及對(duì)磨試樣接觸，加載后進(jìn)行磨損試驗(yàn)。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical compositions of test steels（mass）%

表2 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of test steels

采用失重法評(píng)價(jià)試驗(yàn)鋼的耐磨性。首先，將試樣在含丙酮溶液的KQ2200E型超聲波清洗器中清洗30min，去除表面的雜質(zhì)和油污，在Sartorius BS224S型電子分析天平上測(cè)定試樣初始質(zhì)量Ms；之后，將試樣放在磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行不同時(shí)間的磨損試驗(yàn)，載荷為100N，轉(zhuǎn)速為400r·min－1，試驗(yàn)過(guò)程中采用吹風(fēng)機(jī)吹風(fēng)防止試樣升溫；試驗(yàn)結(jié)束后再次用超聲波清洗器清洗試樣，在電子分析天平上測(cè)定磨損后質(zhì)量Mf；試驗(yàn)鋼的質(zhì)量損失ΔM＝Ms－Mf。利用FEI Quanta 600型掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)試驗(yàn)鋼的顯微組織和磨損表面進(jìn)行觀察，顯微組織觀察時(shí)所選用的試樣腐蝕劑為4%硝酸酒精溶液。采用FEI Tecnai G2F20型場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡觀察萃取碳復(fù)型試樣中的析出物，工作電壓取200kV。萃取碳復(fù)型試樣制備流程：試樣拋光后用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕出晶界→噴碳復(fù)膜（碳膜在肉眼下呈金黃色）→化學(xué)溶解脫膜（7%硝酸酒精溶液）→碳膜的撈取及處理（專用銅網(wǎng)）。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可見(jiàn)，700MPa級(jí)車(chē)廂板的組織為鐵素體（F）和少量退化珠光體（P′）及晶界上析出的碳化物，鐵素體平均晶粒尺寸為6～7μm；A鋼的顯微組織為等軸鐵素體和片層珠光體（P），鐵素體平均晶粒尺寸為14～15μm；B鋼的顯微組織為多邊形鐵素體（PF）和粒狀貝氏體（GB），鐵素體平均晶粒尺寸為8～9μm；C鋼的顯微組織以貝氏體鐵素體為主，存在少量的先共析鐵素體（PF），在貝氏體鐵素體（BF）和鐵素體晶界上存在著條狀碳化物，貝氏體鐵素體平均寬度0.8μm，鐵素體平均晶粒尺寸為4～5μm。

2.2 磨損量

由圖3可見(jiàn)，隨著磨損時(shí)間的延長(zhǎng)，4種試驗(yàn)鋼的磨損量均逐漸增大。當(dāng)試驗(yàn)時(shí)間在20min以內(nèi)時(shí)，磨損量增加速度較為緩慢，質(zhì)量損失均在30mg以下；當(dāng)試驗(yàn)時(shí)間超過(guò)20min后，磨損量快速增大；當(dāng)磨損時(shí)間為40min時(shí)，A鋼、B鋼、700MPa級(jí)車(chē)廂板及C鋼的質(zhì)量損失分別為111.6，62.2，51.7，40.7mg。因此，A鋼的耐磨性能最差，B鋼和700MPa級(jí)車(chē)廂板居中，C鋼的耐磨性能最優(yōu)。

2.3 磨損形貌

由圖4，5可見(jiàn)，摩擦副滾動(dòng)方向與圖中磨削痕跡方向平行。A鋼和B鋼的磨損面非常粗糙，已經(jīng)出現(xiàn)嚴(yán)重的磨損脫落，磨損表面金屬呈塊狀或片狀逐層剝落，如圖5（a）和（b）中帶網(wǎng)格填充箭頭所示，且存在著大量犁溝，犁溝內(nèi)部存在大量的微裂紋，因此A鋼和B鋼呈現(xiàn)磨粒磨損和疲勞磨損的特征。C鋼磨損面相對(duì)光滑，磨損面出現(xiàn)大面積金屬剝落的區(qū)域很小，微觀形貌中只有部分區(qū)域出現(xiàn)微裂紋和犁溝，犁溝相對(duì)較窄而淺，因此C鋼以磨粒磨損的特征為主。700MPa級(jí)車(chē)廂板的磨損面上存在一定量的犁溝，且出現(xiàn)了一定程度金屬剝落，但相對(duì)A鋼和B鋼而言，其剝落程度相對(duì)較低，因此車(chē)廂板的磨粒磨損較A鋼和B鋼明顯，但是剝落層的尺寸和量相對(duì)較小。

在磨損過(guò)程中，試樣的磨損面向里一定厚度內(nèi)均發(fā)生不同程度的塑性變形，但變形層厚度有所不同。由圖6可見(jiàn)，A鋼和B鋼的表面塑性變形層厚度分別為50μm和45μm；700MPa級(jí)車(chē)廂板和C鋼的表面塑性變形層厚度分別為37μm和20μm。硬度大的試驗(yàn)鋼抵抗外力變形能力強(qiáng)，表面塑性變形層厚度小，因而塑性變形層的厚度與基體硬度呈反比關(guān)系。

此外，在A鋼和B鋼的表面塑性變形層中存在微裂紋（圖6中箭頭所指），尤其在A鋼中，裂紋沿著珠光體和鐵素體的相界面生長(zhǎng)，當(dāng)裂紋擴(kuò)展至表面時(shí)，形成磨損碎片并脫落，導(dǎo)致質(zhì)量損失顯著增大。然而，在700MPa級(jí)車(chē)廂板和C鋼的表面變形層及亞變形層中，基本無(wú)裂紋存在，原晶界上的條狀或顆粒狀碳化物與基體結(jié)合良好，故磨損過(guò)程中金屬脫落的幾率相對(duì)較低，質(zhì)量損失較小。

2.4 磨損機(jī)理

材料的磨損性能受到基體硬度和組織中碳化物相的影響。在摩擦磨損過(guò)程中，第二相主要承受法向載荷，而基體則承受剪切應(yīng)力。軟相基體首先被磨削成溝槽，而第二相逐漸暴露出來(lái)，如果第二相過(guò)于粗大則會(huì)引起基體表面應(yīng)力集中，導(dǎo)致碳化物最終脫落。因此，基體中存在的較基體更硬且彌散分布在基體上的硬質(zhì)相能顯著提高材料的耐磨性［11］。另外，Kim等［12］研究認(rèn)為，析出相粒子越細(xì)、粒子間距越小，材料的耐磨性提高越明顯。

700MPa級(jí)車(chē)廂板較A鋼、B鋼具有更好耐磨性的原因歸納為三個(gè)方面：700MPa級(jí)車(chē)廂板的基體硬度明顯高于A鋼和B鋼的，可更好地抵抗外力壓入試樣表面，摩擦磨損過(guò)程中表面塑性變形層厚度小，金屬不易發(fā)生脫落；700MPa級(jí)車(chē)廂板基體中所含的碳化物多呈條狀或顆粒狀，與A鋼和B鋼的粗大碳化物（珠光體團(tuán)和貝氏體組織）相比，變形過(guò)程中不易發(fā)生應(yīng)力集中，碳化物與基體界面處無(wú)明顯的微裂紋形成，不會(huì)產(chǎn)生大面積的金屬脫落；700MPa級(jí)車(chē)廂板中含有的大量彌散的納米級(jí)析出物（Nb，Ti）C，尺寸多集中在20nm 以下（見(jiàn)圖7），在摩擦磨損過(guò)程中有效地改善了耐磨性。

C鋼組織中含有與700MPa級(jí)車(chē)廂板中類似彌散分布的納米尺度析出物，但其析出物尺寸多集中在10nm 以下［10］，因此 C鋼的耐磨性優(yōu)于700MPa級(jí)車(chē)廂板主要?dú)w因于其宏觀硬度高和組織中大量存在更為細(xì)小的納米析出物（Nb，Ti）C。

700MPa級(jí)車(chē)廂板和C鋼的基體和碳化物在反復(fù)磨損過(guò)程中逐漸脫落，不存在明顯的疲勞裂紋和大面積金屬脫落，質(zhì)量損失相對(duì)較小，因此其磨損機(jī)理以磨粒磨損為主［13］。A鋼和B鋼宏觀硬度較低，且存在大尺寸的珠光體團(tuán)和貝氏體組織，不但不能提高其磨損性能，反而容易在與基體的相界面形成微裂紋，隨著磨損時(shí)間增加，疲勞微裂紋大量出現(xiàn)并不斷擴(kuò)展，最終導(dǎo)致金屬大片的剝落。因而A鋼和B鋼的磨損機(jī)理為粘著磨損和磨粒磨損。

3 結(jié) 論

（1）磨損 時(shí) 間 為40min時(shí)，A 鋼、B 鋼、700MPa級(jí)車(chē)廂板及C鋼的質(zhì)量損失分別為111.6，62.2，51.7，40.7mg，A 鋼的耐磨性能最差，B鋼和700MPa級(jí)車(chē)廂板居中，C鋼耐磨性能最優(yōu)。

（2）A鋼、B鋼、700MPa級(jí)車(chē)廂板、C鋼的表面塑性變形層厚度分別為50，45，37，20μm，變形層厚度與基體硬度呈反比關(guān)系。

（3）微裂紋易在鐵素體與珠光體或貝氏體相界面形核并擴(kuò)展；當(dāng)碳化物呈條狀或顆粒狀時(shí)，變形過(guò)程中不易發(fā)生應(yīng)力集中，碳化物與基體界面處無(wú)明顯微裂紋形成。

（4）700MPa級(jí)車(chē)廂板中納米尺度析出物（Nb，Ti）C可有效地提高其耐磨性，其磨損機(jī)理以磨粒磨損為主。

［1］焦增寶，劉錦川.新型納米強(qiáng)化超高強(qiáng)度鋼的研究與進(jìn)展［J］.中國(guó)材料進(jìn)展，2011，30（12）：6－11.

［2］王國(guó)棟，劉振宇.新一代節(jié)約型高性能結(jié)構(gòu)鋼的研究現(xiàn)狀與進(jìn)展［J］.中國(guó)材料進(jìn)展，2011，30（12）：12－17.

［3］康永林.汽車(chē)輕量化先進(jìn)高強(qiáng)鋼與節(jié)能減排［J］.鋼鐵，2008，43（6）：1－7.

［4］TETSUO S，YOSHIMASA F，SHINJIRO K.High strength steel sheets for automobile suspension and chassis use（high strength hot－rolled steel sheets with excellent press formability and durability for critical safety parts）［J］.JFE Technical Report，2004（4）：25－31.

［5］KAZUHIRO S，YOSHIMASA F，SHINJIRO K.Hot rolled high strength steels for suspension and chassis parts"NANOHITEN"and"BHT? steel"［J］.JFE Technical Report，2007（10）：19－25.

［6］MISRA R D K，NATHANI H，HARTMANN J E，et al.Microstructural evolution in a new 770MPa hot rolled Nb－Ti microalloyed steel［J］.Materials Science and Engineering：A，2005，394：339－352.

［7］李文斌，費(fèi)靜，曹忠孝，等.我國(guó)低合金高強(qiáng)度耐磨鋼的生產(chǎn)現(xiàn)狀及發(fā)展方向［J］.機(jī)械工程材料，2012，36（2）：6－10.

［8］沈宗樹(shù)，陳國(guó)喜，孫家樞，等.Hardox500耐磨鋼板的焊接性及其應(yīng)用［J］.機(jī)械工程材料，2006，30（7）：63－65.

［9］宋勇軍，王曉南，徐兆國(guó)，等.700MPa級(jí)超高強(qiáng)重載汽車(chē)車(chē)廂板的研制［J］.機(jī)械工程學(xué)報(bào)，2011，47（22）：69－73.

［10］王曉南，邸洪雙，杜林秀.形變及冷卻速率對(duì)熱軋超高強(qiáng)汽車(chē)鋼板中納米析出的影響［J］.金屬學(xué)報(bào)，2012，48（5）：621－628.

［11］張安利，潘應(yīng)君，周青春，等.稀土元素對(duì)Fe－Cr－2Mo鋼夾雜物形態(tài)及耐磨性的影響［J］.武漢科技大學(xué)學(xué)報(bào)，2008，31（6）：591－594.

［12］KIM C Y，LEE S，JUNG J Y，et al.Effects of complex carbide fraction on high－temperature wear properties of hard facing alloys reinforced with complex carbides［J］.Materials Science and Engineering：A，2003，349：1－11.

［13］王磊.材料的力學(xué)性能［M］.沈陽(yáng)：東北大學(xué)出版社，2005：200－219.