高志喆， 陳小艷， 王永金， 蘇盛睿， 陳俊豪， 李佳康， 陳正家

(1. 鞍山鋼鐵集團有限公司 大孤山球團廠， 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)

雙金屬材料由于具有獨特的物理和力學(xué)性能，可以將相似或不同的兩種材料結(jié)合而制成，作為一種先進的功能材料，在許多領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1]。耐磨鋼通常無法兼具高硬度和高韌性，然而雙金屬復(fù)合鑄造可以使耐磨鋼在保證高硬度、高耐磨性的同時具有較高的韌性，以應(yīng)對在具有磨損和沖擊載荷的環(huán)境下使用。雙金屬復(fù)合鑄造一般選擇性能優(yōu)勢互補的兩種材料[2]。本研究選擇了高鉻高碳鋼作為耐磨層，低碳鋼作為基體層。高鉻高碳鋼相比于高鉻鑄鐵來說，雖然高鉻鑄鐵的硬度和耐磨性更具優(yōu)勢[3]，但高鉻高碳鋼具有更好的硬度韌性配合，同時還具備更好的耐腐蝕性能。一般耐磨鋼的工作環(huán)境中，除了磨損和一定的沖擊載荷外，腐蝕情況也同時存在。因此，高鉻高碳鋼更適合復(fù)雜條件下的耐磨環(huán)境。低碳鋼作為基體層，提供足夠的韌性，同時減少了合金元素的添加，降低成本。目前雙金屬的制備方法有鑄造、擴散連接、軋制、擠壓、熔覆和粉末冶金[1,4-5]等。其中，液-固復(fù)合鑄造是一種簡單、經(jīng)濟、有效的制備雙金屬復(fù)合材料的方法。

綜上，本文利用液-固復(fù)合方法制備得到高鉻高碳鋼/碳鋼復(fù)合耐磨鋼，對鑄態(tài)復(fù)合耐磨鋼進行不同的熱處理，并對其進行微觀組織結(jié)構(gòu)觀察與力學(xué)性能測試，分析了耐磨層的硬化機理與基體層的韌化機理。

1 試驗材料及方法

以高鉻高碳鋼和低碳鋼作為原材料，采用液-固復(fù)合鑄造的方法制備了高鉻高碳鋼/碳鋼復(fù)合鑄坯。高鉻高碳鋼(耐磨層)與低碳鋼(基體層)化學(xué)成分如表1 所示。首先低碳鋼在真空熔煉爐中進行冶煉，隨后對低碳鋼的預(yù)接觸面進行研磨和拋光處理以提高界面結(jié)合強度。經(jīng)過研磨、拋光處理的低碳鋼在700 ℃預(yù)熱20 min，然后將1500 ℃液態(tài)高鉻高碳鋼緩慢澆入裝有預(yù)熱低碳鋼的坩堝中，在空氣中冷卻至室溫。將復(fù)合鑄坯切成尺寸為15 mm×15 mm×60 mm長方體試樣用于兩種工藝熱處理試驗，具體熱處理方案如圖1 所示。

表1 高鉻高碳鋼和碳鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 熱處理工藝示意圖

對試樣進行研磨、拋光，用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精侵蝕，在掃描電鏡(ZEISS MERLIN COMPACT SEM)下觀察其耐磨層基體層及結(jié)合界面的微觀組織結(jié)構(gòu)。另外，采用TH320洛氏硬度計進行不同熱處理試樣的硬度測試，并按照GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》將試樣心部加工成標準的V口沖擊試樣，對其進行沖擊性能測試，隨后在掃描電鏡下觀察沖擊試樣斷口。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 微觀組織

鑄態(tài)復(fù)合耐磨試驗鋼的顯微組織如圖2所示，耐磨層由粒狀珠光體和網(wǎng)狀碳化物組成，見圖2(a)。由于試驗鋼中較高含量的Cr元素，根據(jù)計算相圖，如圖3所示，液相中首先會析出奧氏體。隨著溫度不斷降低，液相逐漸消失，幾乎在液相消失的同時，M7C3(M=Cr、Fe)型碳化物開始析出。然而，計算相圖是在完全平衡的狀態(tài)下，每個溫度下的各相比例，所以，在實際空冷條件下，無法達到平衡冷卻狀態(tài)。但可以推測在空冷條件下，液相中還是首先會析出奧氏體，形成許多奧氏體的形核點并長大，造成液相包圍奧氏體晶粒的狀態(tài)。由于不是完全平衡的狀態(tài)，以及奧氏體中可以固溶的C、Cr元素有限，C、Cr元素會被排擠到奧氏體周圍的液相中，造成成分偏析。隨著溫度的繼續(xù)降低，奧氏體晶粒不斷長大，無法固溶在奧氏體中的C、Cr元素在奧氏體晶界處聚集形成網(wǎng)狀的M7C3型碳化物。隨著溫度繼續(xù)降低，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體以及細小的碳化物(粒狀珠光體)，最終形成空冷后室溫下的耐磨層微觀組織。如圖2(c)所示，基體層微觀組織由針狀鐵素體和珠光體組成，這是典型的魏氏組織，是由粗大的奧氏體在較快的冷卻速度下形成的一種特殊的過熱組織。魏氏組織對沖擊性能有著很大的負面影響，因此，后續(xù)的熱處理是必要的，目的是同時改善耐磨層與基體層的微觀組織，提升力學(xué)性能。 耐磨層與基體層的結(jié)合界面如圖2(b)和圖4所示，通過線掃描可以看出結(jié)合界面處的元素分布是均勻的，說明耐磨層與基體層結(jié)合良好。

圖2 鑄態(tài)試驗鋼的微觀組織

圖3 JMatPro軟件計算所得不同溫度下耐磨層中平衡相種類與含量

圖4 試驗鋼耐磨層與基體層結(jié)合界面線掃描分析

經(jīng)過兩種熱處理后試驗鋼的微觀組織如圖5所示。由圖5(a，b)可知，等溫淬火后耐磨層保留了網(wǎng)狀碳化物，但碳化物邊界模糊，這是由于第一階段880 ℃保溫過程中碳化物中的C擴散至奧氏體，使得奧氏體穩(wěn)定性提高，保留至室溫。同時在無網(wǎng)狀碳化物的區(qū)域存在著被鐵素體包圍的奧氏體島，在鐵素體和奧氏體中均存在彌散細小的碳化物。然而，如圖5(d，e)所示，淬火-回火后的耐磨層網(wǎng)狀碳化物邊界清晰。無碳化物的區(qū)域是均勻的微觀組織，這些區(qū)域在高倍放大后可以看到細小的板條，如圖5(e)中黃色框內(nèi)所示，說明這些區(qū)域在油冷條件下發(fā)生了馬氏體相變，淬火-回火后的耐磨層微觀組織由網(wǎng)狀碳化物、細小的粒狀碳化物和馬氏體組成。如圖5(c)所示，等溫淬火后基體層微觀組織轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀的鐵素體與塊狀的珠光體；而在淬火-回火后，基體層轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體，并且原奧氏體晶界處形成了上貝氏體組織[6-7]。

圖5 經(jīng)不同工藝熱處理后試驗鋼的微觀組織

2.2 力學(xué)性能

經(jīng)過等溫淬火的耐磨層硬度為493 HBW，沖擊吸收能量為2.6 J，基體層沖擊吸收能量為79.2 J；經(jīng)過淬火-回火的耐磨層硬度為629 HBW，沖擊吸收能量為1.6 J，基體的沖擊吸收能量為20.0 J，如圖6所示。淬火-回火后的耐磨層表現(xiàn)出的高硬度是由于非網(wǎng)狀碳化物區(qū)域的細小馬氏體結(jié)構(gòu)所導(dǎo)致，但同時也使其沖擊性能下降。并且淬火-回火后基體層的微觀組織為板條馬氏體，原奧氏體晶界處產(chǎn)生了羽毛狀的上貝氏體組織，對沖擊性能產(chǎn)生了負面影響[8]。而等溫淬火耐磨層在880 ℃空冷后320 ℃保溫5.5 h，奧氏體沒有發(fā)生馬氏體相變，而是發(fā)生一種不完全轉(zhuǎn)變，部分奧氏體以島狀保留至室溫，其他區(qū)域轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，同時彌散的碳化物存在于奧氏體和鐵素體中，因此，經(jīng)等溫淬火后試驗鋼耐磨層硬度低于淬火-回火后的耐磨層。

圖6 經(jīng)不同工藝熱處理后試驗鋼的硬度和沖擊性能

等溫淬火后的基體層微觀組織由鑄態(tài)的魏氏組織轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀的鐵素體與珠光體，表現(xiàn)出較好的沖擊性能，遠高于淬火-回火后的基體層。經(jīng)不同工藝熱處理后試驗鋼基體層的沖擊斷口形貌如圖7所示。等溫淬火后基體層的斷口部分區(qū)域為解理斷裂，部分區(qū)域出現(xiàn)了韌窩結(jié)構(gòu)，對應(yīng)了等溫淬火后基體層的微觀組織結(jié)構(gòu)，鐵素體區(qū)域發(fā)生韌性斷裂，珠光體區(qū)域發(fā)生脆性斷裂。而淬火-回火后的基體層斷口則全部表現(xiàn)為解理斷裂特征，同樣也對應(yīng)了淬火-回火后基體層馬氏體與上貝氏體的微觀組織結(jié)構(gòu)。因此，等溫淬火后基體層沖擊性能高于淬火-回火后的基體層，這也與沖擊試驗結(jié)果相符合。采用復(fù)合鑄造方法的目的是為了提升在較高沖擊載荷下的耐磨性，基體層沖擊性能太低無法達到抗高沖擊載荷的目的。因此綜合各項性能，等溫淬火后的試驗鋼耐磨層硬度與基體層沖擊性能配合更佳。

圖7 經(jīng)不同工藝熱處理后試驗鋼基體層的沖擊斷口形貌

3 結(jié)論

1) 鑄態(tài)高鉻高碳鋼/碳鋼復(fù)合材料耐磨層的微觀組織由網(wǎng)狀碳化物和粒狀珠光體組成；基體層為由粗大的奧氏體在較快冷速下形成的魏氏組織。

2) 等溫淬火后試驗鋼耐磨層形成了網(wǎng)狀碳化物+細粒狀碳化物+奧氏體+鐵素體的微觀組織，基體層形成了塊狀鐵素體與珠光體的微觀組織，獲得了較高的沖擊性能；淬火-回火后試驗鋼耐磨層形成了網(wǎng)狀碳化物+細粒狀碳化物+馬氏體的微觀組織，基體層形成馬氏體+上貝氏體的微觀組織。

3) 等溫淬火后試驗鋼耐磨層硬度為493 HBW，基體層沖擊吸收能量為79.2 J；淬火-回火后試驗鋼耐磨層硬度為629 HBW，基體層沖擊吸收能量為20.0 J；綜合各項力學(xué)性能，880 ℃保溫2 h空冷至320 ℃保溫5.5 h的等溫淬火為更優(yōu)的熱處理工藝。