MIAO Juan, LIU Zhi-pu, WANG Qun-jiao, XU Yong, MIN Hong-gang, ZHOU Yan-feng, ZHAO Di, WU Gang

內(nèi)容導(dǎo)讀

為了研究釩微合金化對低合金耐磨鋼組織和性能的影響，在低碳低合金耐磨鋼中添加0.13%的釩，通過光學(xué)顯微鏡(OM)、透射電鏡(TEM)、掃描電鏡(SEM)、室溫拉伸實驗、-20 ℃低溫沖擊實驗、布氏硬度實驗等手段研究了釩微合金化對低碳低合金耐磨鋼的微觀組織和性能的影響。結(jié)果表明：實驗鋼經(jīng)同一條件處理后均得到回火馬氏體組織，馬氏體板條中均有ε-碳化物析出，2#鋼組織中有V的碳氮化物析出；實驗鋼均達到了國家標(biāo)準(zhǔn)中NM450級別耐磨鋼要求。V合金化處理對實驗鋼的組織和性能的影響不明顯，反而增加了合金成本；磨損條件和耐磨鋼是影響耐磨鋼磨損性能的主要因素，磨損機理均為磨削磨損。

耐磨鋼的發(fā)展經(jīng)歷了從高錳鋼、超高錳鋼到低碳鋼、中合金耐磨鋼的過程[1-3]。高錳鋼在高沖擊載荷條件下加工硬化可使其組織轉(zhuǎn)變，強度、硬度、耐磨性增加，因而長期被作為通用的耐磨鋼。但隨著使用條件和成形條件的變化，高錳鋼不再是通用的耐磨鋼[4-7]，逐漸被低碳鋼、中合金耐磨鋼所取代。這一類耐磨鋼主要是通過合金元素進行成分優(yōu)化，通過合理的熱處理工藝獲得馬氏體、貝氏體以及貝氏體-馬氏體混合組織，得到高強度高硬度來提高耐磨性，同時由于低碳鋼、中合金耐磨鋼具有合金含量低(≤5%)、綜合性能良好、生產(chǎn)靈活方便、價格便宜等特點，廣泛應(yīng)用于礦山機械、工程機械、鐵路運輸?shù)阮I(lǐng)域[8-10]。

本文針對本鋼開發(fā)耐磨鋼的實際需求，為了實現(xiàn)成本控制和性能控制的雙贏，對合金元素與組織和性能的關(guān)系以及最終對耐磨鋼耐磨性影響因素和機理做了相應(yīng)的研究，達到低成本高性能的需求。

實驗材料及方法

實驗鋼由本鋼集團技術(shù)研究院200 kg真空感應(yīng)爐熔煉，并軋制成15 mm厚鋼板，化學(xué)成分如表1所示，1#和2#實驗鋼的主要差別在于2#鋼在1#鋼的基礎(chǔ)上添加了0.13%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的V進行微合金化處理。實驗鋼熱處理工藝為920 ℃保溫30 min后水淬+250 ℃低溫回火1 h后空冷。

表1 實驗鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

利用線切割在熱處理后的實驗鋼上截取10 mm×10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)過機械研磨和拋光后在體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液中腐蝕，利用OLYMPUS-GX71光學(xué)金相顯微鏡(OM)觀察金相組織。在金相試樣上取1 mm厚薄片試樣，制備成透射電鏡試樣，利用TECNAI G2-20型透射電子顯微鏡(TEM)觀察試樣顯微組織形貌。利用320HBS-3000型布氏硬度計測試實驗鋼布氏硬度HB。利用SANSCMT5105型電子萬能試驗機在室溫條件下檢測力學(xué)性能，拉伸試樣參照標(biāo)準(zhǔn)HGBT228—2002加工，拉伸速度為2 mm/min。利用擺錘式?jīng)_擊試驗機按照國家標(biāo)GB/T229—1994“金屬夏比缺口沖擊實驗方法”檢測實驗鋼-20 ℃的沖擊性能，試樣為標(biāo)準(zhǔn)夏比V型缺口試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。利用ML-100型銷盤式磨粒磨損試驗機檢測實驗鋼耐磨性，以磨損失重與磨損行程的比值(mg/m)表示磨損率。利用SSX-550掃描電子顯微鏡(SEM)觀察磨損表面，分析磨損機理。

結(jié)果與分析

金相組織與力學(xué)性能

圖1為實驗鋼經(jīng)相同熱處理條件處理后金相組織。從圖中可以看出，二者均獲得回火馬氏體組織。圖1(a)組織為不添加V的1#鋼板組織，其晶粒粗大，馬氏體板條較寬較長，碳化物析出相粗大；圖1(b)為添加0.13%V后鋼板的金相組織，與1#鋼板相比，晶粒細(xì)化，原奧氏體更加明顯且晶粒內(nèi)部的板條馬氏體也有所細(xì)化，板條束較窄較短，析出物增多且細(xì)小分布在奧氏體晶界和板條束之間。

圖1 不同型號實驗鋼在相同熱處理條件下的金相組織：(a) 1#；(b) 2#

為了確定V合金化鋼組織變化細(xì)節(jié)，利用透射電鏡(TEM)觀察了1#和2#實驗鋼的顯微組織。圖2(a)為1#鋼板顯微組織，板條束寬大，且內(nèi)部有粗大ε-碳化物析出；圖2(b)為2#鋼板顯微組織，與1#鋼組織相比，板條窄小，且在板條內(nèi)部有細(xì)小的ε-碳化物析出。2#鋼的放大倍數(shù)TEM圖顯示在晶粒的邊界有橢圓形碳化物析出(圖2(c))，且能譜(EDX)分析表明其中V和Ti的含量較高(圖2(d))，但是合金化中并未加入Ti，這可能是合金原料中殘留的Ti帶入的。同理對1#鋼板顯微組織進行高倍TEM觀察，未發(fā)現(xiàn)類似碳化物析出。V的碳化物在熔煉過程中形成，并且穩(wěn)定存在于鑄坯中，在正火加熱時(1250 ℃)不會發(fā)生分解，這是由于碳化物的存在提供了更多的形核質(zhì)點，使得奧氏體晶粒得到細(xì)化，同時部分未形成碳化物析出的V元素固溶于奧氏體晶粒中，從而一定程度上提高了2#實驗鋼板的淬透性，因此與1#不加V實驗鋼相比，2#實驗鋼鋼板組織中回火馬氏體條更加細(xì)小。

圖2 不同型號實驗鋼在相同熱處理條件的TEM圖和能譜分析：(a) 1#；(b) 2#；(c) 高倍2#；(d) 2#能譜

表2 不同型號實驗鋼在相同條件下的力學(xué)性能

表2為1#和2#實驗鋼在相同熱處理條件下的力學(xué)性能，由表中數(shù)據(jù)可以看出V合金化鋼由于晶粒得到細(xì)化，其硬度和強度均比基礎(chǔ)鋼的硬度和強度增加，延伸率和沖擊性能都略有降低，但差別不大，表明V微合金化對低碳低合金耐磨鋼的組織和性能影響不明顯。

磨損實驗

垂直于實驗鋼板表面取樣，加工成磨損標(biāo)準(zhǔn)試樣。實驗前用酒精清洗、吹干，測得試樣重量作為原始重量。磨損實驗原理如圖3所示。磨損試樣磨損端直徑4 mm，磨盤直徑260 mm，將砂粒粒度212、140 μm的SiC金相砂紙固定在磨盤上作為磨料，磨盤轉(zhuǎn)速為60 rad/min，載荷為42、84 N。

實驗后在砂紙上形成的螺旋線，根據(jù)公式(1)計算螺旋線的長度即為磨損行程。

圖3 ML-100磨料磨損實驗機

式中，S為磨損行程；r1為螺旋線的起始半徑，mm；r2為螺旋線的終止半徑，mm；a為螺旋線的進給量，mm/rad。

圖4為實驗鋼在載荷為84 N，砂粒粒度為212 μm時的磨損表面SEM圖。圖4(a)顯示1#鋼表面劃痕為犁溝狀且較寬，同時在犁溝上有磨屑堆積，測得磨損率為13.767 mg/m；2#鋼表面劃痕呈與1#相似的犁溝狀但較細(xì)，犁溝中有片狀脫落磨屑，沒有堆積現(xiàn)象(圖4(b))，測得的磨損率為13.961 mg/m。2#鋼雖然加入V進行合金化處理，但由于最終獲得組織和性能與1#鋼相近，使得2#鋼的磨損表面形貌和磨損率均與1#相似，表明磨損與材料最終的組織硬度和性能關(guān)系明顯，而與合金化元素的加入關(guān)系不大。二者的磨損機理均為犁溝型的磨削磨損伴有磨屑的韌性斷裂。

圖4 實驗鋼在載荷84 N、砂粒粒度212 μm下的磨損表面SEM圖：(a) 1#；(b) 2#

圖5 為實驗鋼在載荷42 N，砂粒粒度為140 μm時的磨損表面SEM圖。從圖中可以看出在小載荷小磨粒條件下，1#鋼和2#鋼的磨損表面基本一致，均為細(xì)密的犁溝狀劃痕，且沒有磨屑的堆積現(xiàn)象，測得的磨損率分別為8.094和8.000 mg/m。由磨損表面分析二者的磨損機理均為磨削磨損。

上述模擬不同載荷和磨粒作用條件下耐磨鋼的性能分析可知，耐磨鋼的磨損性能不僅取決于磨損工況，還與耐磨鋼最終的組織和性能密切相關(guān)，而與單一合金元素的合金化處理關(guān)系不明顯。因而需要在充分分析磨損條件的情況下，選擇合理的成分和處理工藝，使耐磨鋼獲得合適的組織和性能匹配，從而實現(xiàn)提高耐磨鋼耐磨性的目的。

圖5 實驗鋼在載荷42 N、砂粒粒度140 μm下的磨損表面SEM圖：(a) 1#；(b) 2#

結(jié)束語

(1) 1#和2#實驗鋼在920 ℃淬火+250 ℃回火處理后均得到回火馬氏體組織，1#鋼馬氏體板條中有粗大的ε-碳化物析出，2#鋼板條馬氏體中細(xì)小ε-碳化物析出，同時組織中有V的碳氮化物析出，2#鋼組織與1#鋼相比略細(xì)。

(2) 1#和2#實驗鋼熱處理后屈服強度均超過1250 MPa，抗拉強度超過1550 MPa，硬度超過HB420，性能均達到了國家標(biāo)準(zhǔn)中NM450級別耐磨鋼要求。V合金化處理的2#實驗鋼增加了合金成本但對性能的影響不明顯。

(3) 磨損條件和耐磨鋼最終的組織和性能是影響耐磨鋼磨損性能的主要因素。當(dāng)磨損載荷和磨粒粒度增加，磨損率增加耐磨性下降。1#鋼和2#鋼最終的組織和性能基本相似，在相同磨損條件下，磨損率和磨損機理基本一致。