張志春, 溫 佳, 陳國(guó)瑞, 吳廣輝, 翁澤鉅, 顧開(kāi)選

(1. 陜西鐵路物流集團(tuán)有限公司, 陜西 西安 710076; 2. 湖南聯(lián)誠(chéng)軌道裝備有限公司, 湖南 株洲 412001;3. 中國(guó)科學(xué)院 低溫工程學(xué)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(理化技術(shù)研究所), 北京 100190)

低合金耐磨鋼是一種十分重要的耐磨材料,具有較高的硬度和良好的韌性,且合金元素含量較少,生產(chǎn)成本相對(duì)較低,易于實(shí)現(xiàn)進(jìn)行軋制、鍛造、鑄造等熱加工成形工藝,適合大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)[1]。此外,低合金耐磨鋼中的部分鋼種可進(jìn)行焊接加工,在制作形狀較為復(fù)雜的耐磨零件方面具有特殊的優(yōu)點(diǎn)。因此,在礦山、能源、交通、農(nóng)機(jī)、工程機(jī)械等行業(yè)得到了廣泛應(yīng)用[2]。隨著國(guó)民經(jīng)濟(jì)的高速發(fā)展,各類(lèi)耐磨鋼的需求量成倍增長(zhǎng),對(duì)其耐磨性能等要求也越來(lái)越高。

大部分低合金耐磨鋼都是馬氏體耐磨鋼,該類(lèi)鋼的使用態(tài)組織為回火馬氏體(有時(shí)存在少量貝氏體),具有很高的強(qiáng)度和硬度。并且,為保持適當(dāng)?shù)捻g性,鋼中碳含量不宜過(guò)高,因而通常為中碳鋼;為保證淬透性,通常需要加入多種合金元素;為獲得適當(dāng)?shù)母哂捕?、耐磨料磨損的碳化物顆粒,還加入適量的合金滲碳體或特殊碳化物形成元素[3]。此外,除合金元素的調(diào)控,熱處理工藝對(duì)低合金耐磨鋼最終的服役性能也具有重要影響[4]。為了獲得最佳的綜合力學(xué)性能,本文對(duì)Mn-Si-Cr系低合金耐磨鋼的熱處理工藝及力學(xué)性能進(jìn)行研究,通過(guò)CCT曲線的測(cè)定獲得連續(xù)冷卻過(guò)程中的相變規(guī)律,考慮到深冷處理能夠通過(guò)促使殘留奧氏體轉(zhuǎn)變和碳化物析出提高鋼的耐磨性[5]、尺寸穩(wěn)定性[6]以及綜合力學(xué)性能[7-8],本文將深冷處理與低合金耐磨鋼的淬火回火相結(jié)合,研究其對(duì)低合金耐磨鋼組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)原材料采用正火態(tài)圓鋼,化學(xué)成分如表1所示。首先采用DIL805淬火膨脹儀研究材料的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變特性,選用φ4 mm×10 mm的圓棒試樣,將其加熱到950 ℃保溫5 min后,以不同的冷卻速率(0.2、0.5、1、2、5、10、15、30、50 ℃/s)進(jìn)行冷卻,獲得相變點(diǎn)溫度。將上述試樣進(jìn)行機(jī)械研磨、拋光,并用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕,采用蔡司Axio Scope.A1金相顯微鏡進(jìn)行組織觀察。結(jié)合相變溫度點(diǎn)和微觀組織確定試樣在連續(xù)冷卻過(guò)程中的組織變化,并利用Origin軟件繪制出低合金耐磨鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

為進(jìn)一步提高低溫耐磨鋼的力學(xué)性能,采用中國(guó)科學(xué)院理化技術(shù)研究所研制的程序控制深冷箱(型號(hào)SLX-30)開(kāi)展深冷處理,進(jìn)行熱處理對(duì)比試驗(yàn),研究深冷處理對(duì)低合金耐磨鋼的影響。熱處理工藝見(jiàn)表2,選取850 ℃奧氏體化溫度對(duì)低合金耐磨鋼進(jìn)行淬火處理后,通過(guò)回火得到QT試樣;選取850 ℃奧氏體化溫度對(duì)低合金耐磨鋼進(jìn)行淬火處理后,將試樣進(jìn)行(-180 ℃×4 h)的深冷處理,再通過(guò)回火得到QC180T試樣。

表2 熱處理工藝方案

對(duì)不同熱處理工藝的試樣進(jìn)行拉伸性能和沖擊性能檢測(cè),以獲得材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和沖擊性能。按GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸試樣尺寸如圖1(a)所示。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn),試樣尺寸如圖1(b)所示。每個(gè)工藝分別檢測(cè)3個(gè)試樣,取其平均值作為最終結(jié)果。硬度采用EM-1500L型顯微硬度計(jì)進(jìn)行檢測(cè),載荷為200 N。

圖1 拉伸試樣尺寸(a)和U型缺口沖擊試樣尺寸(b)Fig.1 Dimensions of tensile specimen(a) and impact specimen(b)

為了研究不同工藝處理后的微觀組織變化,采用日立SU1510掃描電鏡(SEM)對(duì)QT和QC180T試樣的微觀組織進(jìn)行表征分析。分別采用150、400、400、800、1000和1500號(hào)的砂紙依次對(duì)試樣進(jìn)行粗磨,然后采用金剛石拋光膏進(jìn)行拋光,并用酒精清洗表面,再采用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行表面侵蝕(侵蝕時(shí)間為4 s),先后用水和酒精沖洗試樣表面,用吹風(fēng)機(jī)吹干后,保存好以備觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 低合金耐磨鋼的CCT曲線

低合金耐磨鋼的CCT曲線如圖2所示。從圖2中可以看出,該材料的Ac3為816 ℃,不同冷卻速率下的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不同。當(dāng)冷速為0.2～0.5 ℃/s時(shí),組織發(fā)生鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變;冷速大于1 ℃/s時(shí),開(kāi)始出現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變;2 ℃/s冷卻過(guò)程中主要發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變,并伴有少量的馬氏體轉(zhuǎn)變;冷速大于5 ℃/s時(shí),僅發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。不同冷速試樣的顯微組織如圖3所示。從圖3中可以看出,低合金耐磨鋼在不同冷速下的微觀組織變化與CCT轉(zhuǎn)變曲線保持一致。并且,當(dāng)冷速大于5 ℃/s時(shí),隨著冷速的提高,組織中的針狀馬氏體逐漸增多,組織得到細(xì)化。

圖2 低合金耐磨鋼的CCT曲線Fig.2 CCT curves of the low alloy wear-resistant steel

不同冷速試樣對(duì)應(yīng)的硬度如圖4所示,從圖4中可以看出,隨著冷速的增加,試樣硬度不斷提高;當(dāng)冷速≥5 ℃/s時(shí),隨著冷速的增加,硬度提高相對(duì)較小。這進(jìn)一步說(shuō)明5 ℃/s的冷速下組織已經(jīng)發(fā)生明顯的馬氏體轉(zhuǎn)變。因此,為獲得馬氏體組織,淬火過(guò)程的冷速應(yīng)盡可能大于5 ℃/s。結(jié)合圖3可知,隨著冷速的提高,試樣中形成更多的針狀馬氏體,組織得到細(xì)化,有利于提高鋼的強(qiáng)度和硬度。但是,在實(shí)際生產(chǎn)處理過(guò)程中,冷速的選擇應(yīng)綜合考慮材料的淬火應(yīng)力和強(qiáng)韌性,以避免淬火裂紋的產(chǎn)生。

圖4 低合金耐磨鋼不同冷速下的硬度Fig.4 Hardness of the low alloy wear-resistant steel at different cooling rates

2.2 低合金耐磨鋼的力學(xué)性能

低合金耐磨鋼在不同熱處理工藝下的拉伸性能和沖擊性能如表3所示。由表3可得,兩種試樣均具有優(yōu)越的拉伸性能和沖擊性能,其中抗拉強(qiáng)度達(dá)到1800 MPa以上,屈服強(qiáng)度達(dá)到1500 MPa以上,斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率達(dá)到12%和39%以上,沖擊吸收能量高于40 J。不僅如此,淬火與回火間增加深冷處理能夠顯著提高低合金耐磨鋼的綜合性能,其中抗拉強(qiáng)度提高136.5 MPa,屈服強(qiáng)度提高了141.5 MPa;強(qiáng)度提高的同時(shí)伸長(zhǎng)率還有所改善,斷后伸長(zhǎng)率提高了2%左右;沖擊性能略有降低,但降低幅度較小,僅8 J左右。從整體上看,深冷處理后的低合金耐磨鋼在強(qiáng)度得到提高的同時(shí)塑性沒(méi)有出現(xiàn)下降。

表3 不同工藝處理后低合金耐磨鋼的力學(xué)性能

為進(jìn)一步分析低合金耐磨鋼力學(xué)性能變化的原因,對(duì)QT和QC180T試樣的拉伸斷口進(jìn)行微觀分析,結(jié)果如圖5所示。從圖5(a,b)中可以看出,QT和QC180T試樣的拉伸斷口存在明顯的頸縮,說(shuō)明該材料具有較好的塑性。其中,QT試樣的斷口存在明顯的起伏,拉伸方向的塑性變形存在一定的不均勻性,而QC180T試樣的斷口則較為平整均勻。從圖5(c,d)可發(fā)現(xiàn),斷口的斷裂特征為典型的韌窩斷裂,韌窩尺寸相對(duì)較小且分布比較均勻,也進(jìn)一步說(shuō)明了該材料具有優(yōu)越的強(qiáng)度和塑性。其中,QC180T試樣的斷口韌窩更為細(xì)小,且韌窩深度較深,能吸收更多斷裂能,進(jìn)一步說(shuō)明增加深冷處理后微觀組織的優(yōu)化引起了斷裂特征的變化。

2.3 低合金耐磨鋼的微觀組織

圖6為熱處理后低合金耐磨鋼的SEM圖。從圖6中可以看出,兩種回火試樣的組織均為典型的板條馬氏體。這是由于淬火過(guò)程中的冷卻速率較快,組織中形成過(guò)飽和馬氏體,且回火溫度相對(duì)較低,合金元素未發(fā)生大量擴(kuò)散,回火程度較低,使組織仍保留了淬火馬氏體形態(tài)。但回火工藝有效釋放了淬火內(nèi)應(yīng)力,從而提高了試樣的強(qiáng)韌性。從圖6(a,c)中可以看出,當(dāng)增加深冷處理后,組織中的馬氏體板條有細(xì)化趨勢(shì),這也進(jìn)一步驗(yàn)證了QC180T試樣在拉伸過(guò)程中產(chǎn)生的韌窩更加細(xì)小,強(qiáng)塑性更好。

圖6 不同工藝處理后低合金耐磨鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of the low alloy wear-resistant steel treated by different processes(a,b) QT; (c,d) QC180T

通過(guò)XRD檢測(cè)可以發(fā)現(xiàn),兩種熱處理工藝的試樣主要為馬氏體相,如圖7所示。通過(guò)XRD曲線測(cè)算出QC180T試樣的殘留奧氏體含量為1.03%,QT試樣的殘留奧氏體含量為2.20%。由于兩者含量均在5%以下,在XRD測(cè)算殘奧含量誤差范圍內(nèi),說(shuō)明該低合金耐磨鋼淬火后的殘留奧氏體含量很低。對(duì)于工模具鋼來(lái)說(shuō),深冷處理的主要作用機(jī)理在于促進(jìn)殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體以及促進(jìn)馬氏體基體上的超細(xì)碳化物析出。對(duì)于本低合金耐磨鋼而言,淬火+回火后的殘留奧氏體含量較低,淬火馬氏體中的碳含量相對(duì)較低,深冷處理對(duì)于殘留奧氏體轉(zhuǎn)變和碳化物的析出作用體現(xiàn)得不明顯,而主要的作用機(jī)理在于促進(jìn)馬氏體板條細(xì)化,獲得更細(xì)的回火馬氏體組織。

圖7 不同工藝處理后低合金耐磨鋼的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the low alloy wear- resistant steel treated by different processes

3 結(jié)論

1) 通過(guò)CCT曲線測(cè)定獲得了低合金耐磨鋼的Ac3溫度為816 ℃,冷卻過(guò)程中僅發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速為5 ℃/s。因此,在實(shí)際生產(chǎn)中為了獲得高強(qiáng)度的馬氏體組織,淬火冷速應(yīng)保證大于5 ℃/s。

2) 淬火與回火間增加深冷處理能顯著提高低合金耐磨鋼的綜合性能。其中,抗拉強(qiáng)度提高136.5 MPa,屈服強(qiáng)度提高了141.5 MPa,且塑性基本保持不變。

3) 該低合金耐磨鋼淬火+回火后的殘留奧氏體含量較低,不同熱處理工藝的試樣中幾乎沒(méi)有殘留奧氏體,深冷處理的主要作用機(jī)理在于促進(jìn)馬氏體板條細(xì)化。