于洪軍， 程福超， 馬澤天， 王永金， 陳俊豪， 陳正家， 宋傳頌馨

(1. 鞍山鋼鐵集團(tuán)有限公司 大孤山球團(tuán)廠， 遼寧 鞍山 114004；2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 北京 100083)

傳統(tǒng)高錳鋼(Hadfield steel)憑借其較高的加工硬化能力和耐磨性被廣泛應(yīng)用在電鏟鏟齒、球磨機(jī)和破碎機(jī)襯板領(lǐng)域，但是傳統(tǒng)高錳鋼在低沖擊載荷下不能完全發(fā)揮出優(yōu)秀的加工硬化能力，從而造成經(jīng)濟(jì)損失[1-3]。因此如何延長耐磨件的使用壽命，提高經(jīng)濟(jì)效益成為現(xiàn)在提高設(shè)備生產(chǎn)效率的一個關(guān)鍵因素與重要問題。目前，國內(nèi)外研究者采用B、Cr、V、Nb、Ti和Mo等合金元素對傳統(tǒng)高錳鋼進(jìn)行合金化，旨在提高高錳鋼的初始硬度和耐磨性，但是高含量的合金元素不僅成本高，而且在冶煉過程中比較難控制[4-5]。Nb能夠使高錳鋼的強(qiáng)度明顯增加，屈服強(qiáng)度提高將近1倍。在受到?jīng)_擊載荷時，鋼的強(qiáng)化速度提高很快，因而很耐磨。本文通過對高錳鋼進(jìn)行Nb微合金化，研究了不同的水韌處理對高錳鋼組織演變、力學(xué)性能及斷裂行為的影響，獲得一種具有優(yōu)異性能的耐磨高錳鋼。

1 試驗材料與方法

試驗采用中頻感應(yīng)熔煉與鑄造法制備的鈮微合金化高錳鋼，鑄錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為1.20C、14.20Mn、0.70Si、1.99Cr、0.037Nb，余量Fe。從鑄錠上取樣進(jìn)行不同的水韌處理：①在1000、1050、1100和1150 ℃下保溫1.5 h后水冷到室溫；②在1100 ℃下分別保溫1.0、1.5和2.0 h，然后水冷至室溫。從不同水韌處理后的試驗鋼上切取金相試樣、拉伸試樣及標(biāo)準(zhǔn)U型缺口沖擊試樣，金相試樣經(jīng)打磨拋光、4%硝酸酒精溶液腐蝕后，用ZEISS Imager M2光學(xué)顯微鏡和ZEISS EVO18掃描電鏡進(jìn)行觀察，研究不同水韌處理條件下的顯微組織變化。依據(jù)GB/T 231.1—2012《金屬材料 布氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》、GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》和GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在室溫下利用布氏硬度計、擺錘試驗機(jī)和電子萬能試驗機(jī)測量不同水韌處理后試樣的硬度、沖擊吸收能量和強(qiáng)度，探究其在不同水韌處理條件下的力學(xué)性能變化，并對沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察，研究其斷裂機(jī)理。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)顯微組織

鈮微合金化高錳鋼在鑄態(tài)下具有很高的耐磨性，這得益于鈮元素可顯著細(xì)化鑄態(tài)組織，并在一定程度上阻礙網(wǎng)狀碳化物聚集在晶界處，而且在奧氏體組織中能夠形成含有鈮元素的高硬度碳化物NbC，提高基體初始硬度，從而提高力學(xué)性能。圖1為試驗鋼的鑄態(tài)顯微組織，主要由奧氏體和碳化物組成，其中分布在晶界處的網(wǎng)狀碳化物會影響試驗鋼的韌性與塑性。

圖1 鈮微合金化高錳鋼鑄態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructure of the as-cast Nb-alloyed high manganese steel

2.2 水韌處理溫度對顯微組織的影響

圖2為試驗鋼在1000、1050、1100和1150 ℃保溫1.5 h水冷至室溫后的顯微組織?？梢钥闯觯壩⒑辖鸹咤i鋼水韌處理后的主要組織為奧氏體和少量未溶碳化物，水韌處理溫度為1000～1100 ℃時，隨著溫度的上升，碳化物不斷溶入基體，而且晶粒沒有明顯長大。當(dāng)水韌處理溫度為1150 ℃時，碳化物基本溶入奧氏體，但是晶粒明顯粗化，不利于試驗鋼的性能。水韌處理后的組織與鑄態(tài)時相比，原本呈網(wǎng)狀的粗大碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)橄鄬?xì)小的條狀或點(diǎn)狀碳化物。水韌處理溫度在1100 ℃時，顯微組織中的碳化物基本溶解，且晶粒較為細(xì)小。利用掃描電鏡及能譜儀對在1100 ℃保溫1.5 h水冷的試樣進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖3所示。可以看出，顯微組織中的碳化物含有較多的Mn、Cr和Nb元素，說明這些合金元素容易在晶界處發(fā)生偏析，與C元素形成較復(fù)雜的碳化物，這些碳化物一般具有較高的硬度，能夠顯著提高試驗鋼的耐磨性能。

圖2 不同水韌處理溫度下試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel at different water toughening temperatures(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃;(d) 1150 ℃

圖3 試驗鋼經(jīng)1100 ℃水韌處理1.5 h后的SEM圖(a)和EDS結(jié)果(b)Fig.3 SEM image(a) and EDS analysis(b) of the tested steel after water toughening at 1100 ℃ for 1.5 h

2.3 水韌處理時間對顯微組織的影響

圖4為試驗鋼在1100 ℃下分別保溫1.0、1.5和2.0 h水冷至室溫后的顯微組織?？梢钥闯?，隨保溫時間的延長，晶界處和晶內(nèi)的碳化物溶解得更加完全，由鑄態(tài)組織中呈網(wǎng)狀的碳化物轉(zhuǎn)化為呈點(diǎn)狀的碳化物，再由點(diǎn)狀的碳化物轉(zhuǎn)化為基本無碳化物，同時隨著保溫時間的延長，奧氏體晶粒也有長大的趨勢。

圖4 不同水韌處理時間下試驗鋼的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel under different water toughening time(a) 1.0 h; (b) 1.5 h; (c) 2.0 h

2.4 水韌處理對力學(xué)性能的影響

表1為不同水韌處理溫度和時間下試驗鋼的力學(xué)性能。可以看出：水韌處理時間相同時，隨著水韌處理溫度的上升，試驗鋼的強(qiáng)度和沖擊吸收能量呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，在1100 ℃時達(dá)到最大值；當(dāng)水韌處理溫度不變時，強(qiáng)度和沖擊吸收能量呈現(xiàn)出相同的變化趨勢，在保溫時間為1.5 h時達(dá)到峰值。這是因為當(dāng)水韌處理溫度為1100 ℃或水韌處理時間為1.5 h時，基體中的碳化物基本全部溶解在基體中，由于合金元素的固溶強(qiáng)化效果，提高了試驗鋼的力學(xué)性能，而且此時奧氏體晶粒較為細(xì)小，沒有明顯的長大，因此試驗鋼具備了較高的強(qiáng)度和韌性。當(dāng)溫度為1150 ℃或保溫時間為2.0 h時，晶粒有明顯長大的趨勢，根據(jù)Hall-Petch效應(yīng)，試驗鋼的強(qiáng)度有些許下降。

表1 不同水韌處理工藝下試驗鋼的力學(xué)性能

對不同水韌處理工藝下試驗鋼的沖擊斷口進(jìn)行掃描電鏡觀察，如圖5所示?？梢钥闯觯T態(tài)試驗鋼的沖擊斷口存在明顯的微裂紋，且裂紋沿晶界延伸，說明晶界處存在的網(wǎng)狀碳化物嚴(yán)重惡化了試驗鋼的韌性，屬于脆性斷裂。隨著水韌處理溫度或時間的上升，斷口的韌窩數(shù)量不斷增多，出現(xiàn)了以細(xì)小韌窩為主的韌性斷裂，這是因為水韌處理過程中，晶界處碳化物的溶解增加了晶粒間的結(jié)合力，從而提高了試驗鋼的韌性。

3 結(jié)論

1) 鈮微合金化高錳鋼水韌處理后的組織由鑄態(tài)的奧氏體和大量網(wǎng)狀碳化物轉(zhuǎn)化為奧氏體和少量碳化物。當(dāng)水韌處理時間為1.5 h時，隨著水韌處理溫度的升高，鑄態(tài)組織中原本的網(wǎng)狀碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)闂l狀或點(diǎn)狀的碳化物，直至最終幾乎全部溶解在基體中，其強(qiáng)度和沖擊吸收能量都在1100 ℃時達(dá)到最大值。但當(dāng)溫度升高至1150 ℃時，晶粒粗化較為嚴(yán)重，強(qiáng)度和沖擊吸收能量有所下降。

2) 當(dāng)水韌處理溫度為1100 ℃時，隨著水韌處理時間的增加，鑄態(tài)組織中的碳化物不斷溶解，在1.5 h時碳化物基本溶解在基體中，其強(qiáng)度和沖擊吸收能量達(dá)到最大值。但水韌處理時間延長至2 h時，晶粒粗化較為嚴(yán)重，嚴(yán)重影響試驗鋼的性能。

3) 水韌處理后，試驗鋼的斷裂方式由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂，當(dāng)水韌處理溫度為1100 ℃，水韌處理時間為1.5 h時，試驗鋼達(dá)到最佳的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度為957.7 MPa，屈服強(qiáng)度為415.3 MPa，斷后伸長率為57.2%，沖擊吸收能量為298 J，硬度為222 HBW。