胡日榮 蔡慶伍 武會(huì)賓 車英建

(北京科技大學(xué)冶金工程研究院，北京100083)

在冶金、礦山、建材及軍事等領(lǐng)域中，許多工件及設(shè)備由于磨損而迅速失效，造成材料、能源的巨大浪費(fèi)．低合金耐磨鋼以其高硬度、高耐磨性等良好的綜合力學(xué)性能廣泛運(yùn)用于各種磨損工況［1］．研究表明［2-3］，材料的耐磨性能與其硬度和韌性密切相關(guān)，針對(duì)同種組織類型的耐磨鋼，提高其強(qiáng)度和韌性，耐磨性也隨之提高．根據(jù)金屬學(xué)原理，細(xì)晶強(qiáng)化是目前唯一既提高強(qiáng)度又提高韌性的強(qiáng)韌化方法［4］．因此，細(xì)化晶粒是提高耐磨鋼耐磨性能的重要途徑．

Nb作為一種常用的微合金元素，能有效地提高鋼的強(qiáng)度和韌性．由于Nb原子的溶質(zhì)拖曳作用和Nb(C，N)對(duì)晶界的釘扎作用，在普碳鋼中加入少量的Nb能有效地抑制軋前均熱過(guò)程中的晶粒長(zhǎng)大［5］，從而細(xì)化原始奧氏體晶粒．軋制過(guò)程中的應(yīng)變誘導(dǎo)析出一方面能抑制軋制過(guò)程中晶粒再結(jié)晶［6］，另一方面由于 Nb(C，N)的析出強(qiáng)化作用，提高了鋼的強(qiáng)度［7］．近些年來(lái)，關(guān)于Nb在鐵素體或低碳貝氏體鋼中的強(qiáng)韌化機(jī)理研究較多［8-10］，而關(guān)于Nb對(duì)中碳耐磨鋼(主要組織為回火馬氏體)組織和力學(xué)性能的影響研究較少．文中通過(guò)在基礎(chǔ)成分上加入少量的Nb，研究了Nb元素以及不同的熱處理工藝參數(shù)對(duì)耐磨鋼組織的影響，并分析了由于組織變化導(dǎo)致力學(xué)性能差異的原因．

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用鋼采用25kg真空感應(yīng)爐冶煉，化學(xué)成分見(jiàn)表1，其中B鋼是在A鋼的基礎(chǔ)上添加了0．02%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Nb．在1200℃下將實(shí)驗(yàn)用鋼鍛造成截面為80mm×80mm的長(zhǎng)方體坯料，然后在電阻式加熱爐中加熱至1200℃保溫1．5 h，A、B兩種鋼經(jīng)過(guò)相同的軋制工藝，最終軋制成12mm厚的鋼板，再空冷至室溫．熱處理工藝如下:將鋼板分別加熱至850、900和950℃保溫40 min，使鋼板完全奧氏體化，然后水淬至室溫，回火溫度分別為200和250℃，保溫30min后空冷．

表1 實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of experimental steels %

實(shí)驗(yàn)所需試樣在熱處理后的板材上取樣．其中拉伸和沖擊試樣均沿軋制方向切?。鞂?shí)驗(yàn)在美特斯公司生產(chǎn)的CMT-4105型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，依據(jù)GB/T 228—2002，采用直徑為5 mm、標(biāo)距為25 mm的圓棒拉伸試樣．沖擊實(shí)驗(yàn)在長(zhǎng)春智能設(shè)備公司生產(chǎn)的JB-30B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上依據(jù)GB/T 229—2007進(jìn)行，采用標(biāo)準(zhǔn)的V型缺口沖擊試樣，試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，實(shí)驗(yàn)溫度為-20℃，每組實(shí)驗(yàn)采用3個(gè)平行試樣，記錄其結(jié)果范圍．采用上海研潤(rùn)光機(jī)公司生產(chǎn)的HBS-3000型布氏硬度計(jì)測(cè)取鋼板表面布氏硬度．使用線切割機(jī)在熱處理后鋼板上取樣，對(duì)軋向垂直截面進(jìn)行砂紙打磨、拋光后，部分樣品使用4%硝酸酒精浸蝕，然后采用蔡司公司生產(chǎn)的Zeiss ultra 55型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)觀察顯微組織;部分樣品使用加熱的過(guò)飽和苦味酸水溶液浸蝕并通過(guò)蔡司光學(xué)儀器生產(chǎn)的AX10型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察原始奧氏體組織;為了觀察析出物形態(tài)和能譜分析其成分，試樣采用萃取復(fù)型方法制取，采用美國(guó)FEI公司生產(chǎn)的Tecnai F30型透射電子顯微鏡進(jìn)行觀察．

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2．1 力學(xué)性能

經(jīng)過(guò)不同熱處理工藝處理后，A、B兩種鋼的抗拉強(qiáng)度和布氏硬度如圖1、2所示．

由圖1可見(jiàn)，當(dāng)回火溫度為200℃時(shí)，隨著淬火溫度從850℃提高到900℃，A鋼的抗拉強(qiáng)度基本保持不變，當(dāng)淬火溫度升高到950℃時(shí)，A鋼的抗拉強(qiáng)度從1790MPa下降到了1750MPa;B鋼的抗拉強(qiáng)度隨著淬火溫度的升高從1 712 MPa逐漸提高到了1843MPa．圖2所示的硬度的變化趨勢(shì)同抗拉強(qiáng)度相似，并且布氏硬度(HBW)都達(dá)到了530，滿足工程機(jī)械用高強(qiáng)度低合金耐磨鋼板GB/T 24186—2009中關(guān)于NM550的要求(厚度≤70 mm的鋼板，布氏硬度≥530，抗拉強(qiáng)度、延伸率、沖擊功作為性能的特殊要求，如用戶未在合同中注明，則只保證布氏硬度)．

圖1 不同熱處理?xiàng)l件下A鋼和B鋼的抗拉強(qiáng)度Fig．1 Tensile strength of steels A and B processed by different heat treatments

圖2 不同熱處理?xiàng)l件下A鋼和B鋼的布氏硬度Fig．2 Brinell hardness of steels A and B processed by different heat treatments

綜合圖1、2可見(jiàn)，當(dāng)淬火溫度相同時(shí)，與200℃回火后的力學(xué)性能相比，當(dāng)回火溫度為250℃時(shí)，兩種鋼的抗拉強(qiáng)度和布氏硬度都出現(xiàn)了不同程度的下降，但是B鋼的抗拉強(qiáng)度和硬度都要高于相同熱處理?xiàng)l件下的A鋼．

經(jīng)過(guò)不同熱處理工藝處理后試樣的沖擊功如圖3所示，圖中每個(gè)矩形條表示相同熱處理?xiàng)l件下3組沖擊試樣的沖擊功范圍．

圖3 不同熱處理?xiàng)l件下A鋼和B鋼的沖擊功Fig．3 Impact energy of steels A and B processed by different heat treatments

由圖3可見(jiàn)，在相同的回火溫度下，隨著淬火溫度的升高，試樣的沖擊功都有不同程度的增加．值得注意的是，雖然B鋼在950℃淬火+200℃回火時(shí)的沖擊功的平均值略低于A鋼，但是此時(shí)B鋼的抗拉強(qiáng)度(1843 MPa)大于A鋼(1750 MPa)．可見(jiàn)，加入少量的Nb元素能夠在不犧牲韌性的條件下提高耐磨鋼的強(qiáng)度．

2．2 原始奧氏體晶界

A鋼和B鋼分別經(jīng)過(guò)850℃和950℃淬火后的原始奧氏體晶界如圖4所示．通過(guò)Image-Pro Plus軟件計(jì)算圖4中的原始奧氏體晶粒的平均尺寸發(fā)現(xiàn)，當(dāng)淬火溫度由850℃升高到950℃時(shí)，A鋼的原始奧氏體晶粒明顯長(zhǎng)大，由原先的22 μm增加到34 μm，而B鋼的晶粒尺寸變化較小，由11 μm增長(zhǎng)到15 μm．這主要?dú)w因于Nb原子容易在晶界處偏聚，在軋前加熱過(guò)程中，Nb的擴(kuò)散速度較慢，晶界遷移過(guò)程無(wú)法擺脫Nb的作用，晶粒長(zhǎng)大的界面遷移移動(dòng)速率就會(huì)較慢，在隨后的軋制過(guò)程中，由于應(yīng)變誘導(dǎo)NbC的析出，抑制了B鋼的再結(jié)晶過(guò)程，因此熱處理前B鋼的尺寸小于A鋼［11-12］．在淬火過(guò)程中，Nb溶質(zhì)的拖曳和NbC對(duì)晶界的釘扎兩者的共同作用抑制了含Nb鋼的奧氏體晶粒長(zhǎng)大的速率，細(xì)化了原始奧氏體晶粒．馬氏體板條束(Block)作為控制馬氏體鋼力學(xué)性能的最小結(jié)構(gòu)單元，其尺寸與原始奧氏體晶粒大小密切相關(guān)，因此細(xì)化原始奧氏體晶粒對(duì)提高鋼的強(qiáng)度和韌性有重要作用［13-14］．

圖4 不同鋼試樣經(jīng)不同溫度淬火后的原始奧氏體晶界Fig．4 Prior austenite grain boundaries of different samples quenched at different temperatures

2．3 顯微組織

鋼試樣經(jīng)不同熱處理工藝處理后的顯微組織如圖5所示．A、B兩種鋼經(jīng)過(guò)回火后均為回火馬氏體組織．由圖5可見(jiàn):當(dāng)回火溫度為200℃時(shí)，原奧氏體晶界基本可見(jiàn)，部分板條束相互交叉分割，有較大的位向差，基體內(nèi)部分布著細(xì)小的碳化物;當(dāng)淬火溫度為950℃時(shí)，組織并未發(fā)生明顯變化．當(dāng)回火溫度升高到250℃時(shí)，A鋼中的部分板條出現(xiàn)合并，碳化物顆粒明顯粗化，而B鋼中的碳化物也有一定的長(zhǎng)大，但是平均尺寸要小于A鋼．文獻(xiàn)［15］認(rèn)為，碳化物的粗化容易造成應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致開(kāi)裂，這是回火脆性的根本原因．筆者認(rèn)為，這也是A鋼和B鋼在250℃回火時(shí)，其韌性下降的主要原因．

圖5 不同鋼試樣經(jīng)不同熱處理工藝處理后的顯微組織Fig．5 Microstructures of different samples processed by different heat treatments

2．4 析出物的形貌和成分

B鋼在200℃回火后的析出物形貌及能譜分析結(jié)果如圖6所示．圖6(b)、6(d)分別為圖6(a)、6(c)中箭頭所指粒子的能譜．

由圖6(a)可見(jiàn):淬火溫度為850℃時(shí)，析出物均勻彌散地分布于基體上，尺寸約為10 nm．經(jīng)能譜檢測(cè)，析出物的主要成分為Nb，還有少量的Ti元素;隨著淬火溫度提高到950℃，部分析出物回溶，尺寸更加細(xì)小，很少量的析出物出現(xiàn)粗化，如圖6(c)中箭頭B所示，經(jīng)能譜檢測(cè)，析出物的主要成分也為Nb、Ti的復(fù)合析出．

圖6 B鋼經(jīng)不同熱處理工藝處理后析出物的形貌和能譜Fig．6 Patterns and energy spectra of educt of steel B processed by different heat treatments

3 分析與討論

在耐磨鋼的生產(chǎn)過(guò)程中，淬火和回火溫度會(huì)直接影響其力學(xué)性能．由前文第2．1節(jié)可知:當(dāng)回火溫度為200℃時(shí)，試樣的綜合力學(xué)性能優(yōu)異;當(dāng)淬火溫度相同時(shí)，與200℃回火后的力學(xué)性能相比，當(dāng)回火溫度升高到250℃時(shí)，由于其中的板條合并以及碳化物的粗化，造成了強(qiáng)度和韌性的下降．但是在200℃回火時(shí)，隨著淬火溫度的提高，A鋼的強(qiáng)度和硬度呈下降趨勢(shì)，B鋼的強(qiáng)度則呈上升趨勢(shì)，這可能與奧氏體中的碳含量與合金元素有關(guān)［16］．A鋼在850℃淬火時(shí)，由于此時(shí)的奧氏體晶粒比較細(xì)小，同時(shí)合金元素的回溶情況較好，因此試樣的強(qiáng)度和硬度較高;而在900℃淬火后，奧氏體晶粒沒(méi)有急劇長(zhǎng)大，因此強(qiáng)度并沒(méi)有明顯變化;當(dāng)淬火溫度繼續(xù)升高至950℃時(shí)，原始奧氏體晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大，降低了試樣的強(qiáng)度和硬度，韌性有所提高．對(duì)B鋼而言，當(dāng)淬火溫度較低時(shí)，B鋼中Nb主要以析出態(tài)存在，奧氏體中的合金度比較低，造成試樣強(qiáng)度較低，并且尺寸較大的未溶碳化物對(duì)鋼的韌性也有惡化作用，因此韌性也較低［17］．而B鋼隨著淬火溫度的升高，一方面NbC逐漸回溶，增大了奧氏體中Nb的濃度，增強(qiáng)了固溶強(qiáng)化作用，文獻(xiàn)［18］研究結(jié)果表明:加入少量Nb，在沒(méi)有明顯析出強(qiáng)化的作用下，由于Nb的固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化使試樣的屈服強(qiáng)度提高了約55 MPa;另一方面，由于析出物的溶解使析出物尺寸減小，隨著第二相粒子的減小，析出強(qiáng)化的作用更加明顯［19］，同時(shí)減小了應(yīng)力集中，改善了韌性，并且淬火溫度的升高并沒(méi)有造成晶粒的急劇長(zhǎng)大，因此隨著淬火溫度的升高，在固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的綜合作用下，B鋼顯示了更為優(yōu)異的綜合力學(xué)性能．

4 結(jié)論

以不同的熱處理工藝對(duì)A鋼及在A鋼的基礎(chǔ)上添加0．02%的Nb形成的B鋼進(jìn)行熱處理，對(duì)熱處理后的耐磨鋼的顯微組織、表觀形貌及力學(xué)性能進(jìn)行了研究，得出以下結(jié)論:

(1)通過(guò)合理的成分設(shè)計(jì)、軋制及熱處理工藝，試樣的性能滿足GB/T 24186—2009《工程機(jī)械用高強(qiáng)度低合金耐磨鋼板》中關(guān)于NM550的要求，并且B鋼中添加0．02%的Nb后具有更加優(yōu)異的性能．

(2)隨著淬火溫度的升高，A鋼的晶粒長(zhǎng)大比較明顯，強(qiáng)度和硬度呈下降趨勢(shì);而B鋼由于Nb的析出物抑制了晶粒的長(zhǎng)大，同時(shí)由于Nb的回溶提高了奧氏體中的合金濃度，并且減小了析出物尺寸，細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的綜合作用，使B鋼具有更為優(yōu)異的力學(xué)性能．

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