王世凱， 王 睿， 康 燕， 于志強， 閆志杰

(1. 山西煤礦機械制造股份有限公司， 山西 太原 030031；2. 中北大學 材料科學與工程學院， 山西 太原 030051)

高鉻白口鑄鐵具有很高的硬度和優(yōu)良的耐磨性[1]，在礦產(chǎn)加工業(yè)、鋼鐵制造業(yè)等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[2]。由于碳、鉻含量很高，高鉻白口鑄鐵中形成了大量塊狀和網(wǎng)狀碳化物，導致韌性差，難以進行機加工。高碳耐磨鑄鋼具有與高鉻白口鑄鐵相當?shù)挠捕群洼^好的韌性，并且能夠通過熱處理調(diào)控其性能并進行機加工。高碳耐磨鑄鋼優(yōu)良的綜合性能及在耐磨材料領(lǐng)域的應(yīng)用潛力引發(fā)了大家的關(guān)注和興趣，由此開展了大量的研究工作[3-6]。

高碳耐磨鑄鋼含有較高的碳和一定量的碳化物形成元素，大量碳化物的析出提高了材料的硬度和耐磨性能，塊狀甚至網(wǎng)狀的碳化物是影響高碳耐磨鑄鋼性能的關(guān)鍵因素。通過合金化和變質(zhì)處理能夠改善高碳鋼中的碳化物形態(tài)。在高碳鋼中加入一定量的A1、Si可以有效避免大塊和網(wǎng)狀碳化物的形成[7-8]。變質(zhì)處理能夠改善碳化物形態(tài)，細化組織晶粒，提高高碳鋼的耐磨性和強韌性[9]。熱處理同樣能夠有效改善碳化物的形貌與分布。最近研發(fā)了一種高碳耐磨鑄鋼Cr5MoVNi，具有與高鉻白口鑄鐵相當?shù)挠捕群土己玫捻g性。研究發(fā)現(xiàn)，在正常的淬火之前進行高溫均勻化處理，能夠明顯細化Cr5MoVNi鋼的碳化物，顯著提高材料的強度和韌性[10]。高溫均勻化處理使得更多的碳化物溶解于奧氏體，在隨后的快速冷卻過程中有更多的碳和合金元素固溶于基體，這是高溫均勻化顯著提高材料強度和韌性的原因所在?；诖?，如果提高Cr5MoVNi鋼的淬火溫度，將會對碳化物的形貌、大小和分布及基體相的類型、晶粒大小等產(chǎn)生影響，進而影響材料的性能。本文針對這些問題開展了研究工作，并闡釋了淬火溫度對Cr5MoVNi鋼組織和性能的影響機理。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗鋼Cr5MoVNi在25 kg中頻感應(yīng)熔煉爐中熔煉，在完全融化后加入變質(zhì)劑進行變質(zhì)處理[10]。變質(zhì)處理后保溫10 min，升溫至1600 ℃澆鑄成錠。通過線切割加工成各種尺寸的試樣。試驗鋼Cr5MoVNi的化學成分通過光譜分析儀測定，具體成分如表1。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

1.2 熱處理工藝

將試樣加工為20 mm×15 mm×60 mm的塊狀試樣后進行熱處理，具體熱處理工藝為球化退火→淬火→回火。球化退火：將試樣在箱式電阻爐中，以20 ℃/min的加熱速度加熱至860 ℃，保溫1 h，隨爐冷卻。淬火：將試樣分別放入箱式電阻爐內(nèi)，以20 ℃/min的速度加熱至1000、1050、1100、1150 ℃，保溫0.5 h，油淬。回火：將淬火后的試樣放入箱式電阻爐內(nèi)，以20 ℃/min的速度加熱至230 ℃，保溫2 h，空冷。

1.3 力學性能測試

采用洛氏硬度計(HRC)測定試樣的硬度，測量5個點的硬度，取平均值。沖擊吸收能量由擺錘式?jīng)_擊試驗機測定，沖擊試樣為10 mm×10 mm×55 mm的無缺口試樣。壓縮性能在100 kN的Instron萬能材料試驗機上測定，壓縮試樣為φ5 mm×10 mm的圓柱試樣，加載速率控制在0.12 mm/min。

1.4 微觀組織、結(jié)構(gòu)分析

材料的組織、微觀結(jié)構(gòu)由光學顯微鏡(OM)和透射電鏡(TEM, FEI Tecani G2 F30 S-TWIN)分析和表征。試樣斷口形貌由掃描電鏡(SEM, JEOL JSM-6510)觀察。組織中的各組成相采用X射線衍射儀(XRD，Bruker D8 Advanced)進行表征。透射電鏡試樣首先由線切割機床切取200 μm的薄片，經(jīng)水砂紙機械減薄至70 μm后沖出直徑為φ3 mm的圓片試樣。圓片試樣由電解雙噴減薄儀在-20 ℃減薄，電解液為7%(體積分數(shù)，下同)高氯酸與93%乙醇的混合液。

2 試驗結(jié)果與討論

Cr5MoVNi鋼的鑄態(tài)顯微組織如圖1(a)所示，對應(yīng)的XRD圖譜如圖1(b)所示?？梢钥闯?，Cr5MoVNi鋼的鑄態(tài)組織由鐵素體基體和分布于晶界的M2C型大塊碳化物組成。

圖1 鑄態(tài)Cr5MoVNi鋼的顯微組織(a)及XRD圖譜(b)Fig.1 Microstructure(a) and XRD pattern(b) of the as-cast Cr5MoVNi steel

圖2 Cr5MoVNi鋼經(jīng)不同溫度淬火、230 ℃回火后的顯微組織Fig.2 Microstnucture of the Cr5MoVNi steel quenched at different temperatures and tempered at 230 ℃(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1150 ℃

圖2是Cr5MoVNi鋼經(jīng)860 ℃球化退火、不同溫度淬火和230 ℃回火后的金相照片，可以看出，隨著淬火溫度的升高，分布于晶界處的碳化物數(shù)量逐漸減少。同時，很明顯的變化是基體相，隨著淬火溫度的升高，馬氏體相明顯減少，殘留奧氏體顯著增多。在1000 ℃淬火時，基體組織中的馬氏體約占50%(見圖2(a))，淬火溫度升至1050 ℃時，只能看到少許的針狀馬氏體(見圖2(b))。當淬火溫度進一步升高至1100 ℃和1150 ℃時，很難觀察到馬氏體，基本上全部是殘留奧氏體(見圖2(c，d))。隨著淬火溫度的升高，在奧氏體化過程中，有更多的碳固溶于奧氏體，碳是穩(wěn)定奧氏體元素，大幅提升了奧氏體的穩(wěn)定性[11]。因此，在隨后的快淬過程中，有更多的殘留奧氏體被保留至室溫，以至于在高于1100 ℃淬火時，基體幾乎全部由殘留奧氏體組成(見圖2(c，d))。另一方面，由圖2可以看出，隨著淬火溫度的升高，晶粒尺寸有所增大，這是由于在高溫奧氏體化過程中奧氏體晶粒長大的原因。

圖3 Cr5MoVNi鋼在1000 ℃淬火、230 ℃回火后的TEM圖(a)和選區(qū)電子衍射斑點(b，c) (b)斜狀黑色區(qū)域；(c)白色區(qū)域Fig.3 TEM image(a) and selected area electron diffraction spot patterns(b, c) of the Cr5MoVNi steel quenched at 1000 ℃ and tempered at 230 ℃ (b) needle-like black area; (c) white area

為了進一步表征基體組織中的各相，圖3為Cr5MoVNi鋼于1000 ℃淬火、230 ℃回火后的TEM圖和選區(qū)電子衍射(SAED)斑點，其中圖3(b)為針狀黑色區(qū)域的SAED斑點，表明是馬氏體結(jié)構(gòu)；圖3(c)為白色區(qū)域的SAED斑點，表明是奧氏體結(jié)構(gòu)。TEM結(jié)果進一步佐證了OM結(jié)果。

圖4 Cr5MoVNi鋼經(jīng)不同溫度淬火、230 ℃回火后的 硬度(a)和沖擊性能(b)Fig.4 Hardness(a) and impact absorbed energy(b) of the Cr5MoVNi steel quenched at different temperatures and tempered at 230 ℃

圖5 Cr5MoVNi鋼在不同溫度淬火、230 ℃回火后的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Compressive stress-strain curves of the Cr5MoVNi steel quenched at different temperatures and tempered at 230 ℃(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1150 ℃

不同溫度淬火、230 ℃回火后試驗鋼的硬度如圖4(a)所示，可以看出，隨著淬火溫度的升高，Cr5MoVNi鋼的硬度顯著降低，淬火溫度為1000 ℃時，硬度最大，為 54 HRC，當淬火溫度升至1150 ℃時，硬度降至15 HRC。隨著淬火溫度的升高，基體中的馬氏體含量大幅減少，殘留奧氏體含量急劇增加(見圖2)，同時基體中殘留的碳化物也明顯減少，故硬度呈單調(diào)下降趨勢。圖4(b)為不同溫度淬火、230 ℃回火后試驗鋼的沖擊性能，可以看出，淬火溫度從1000 ℃升至1100 ℃，Cr5MoVNi鋼的沖擊吸收能量從8.1 J提高至20.1 J。隨著淬火溫度的升高，基體中殘留奧氏體的數(shù)量急劇增大，馬氏體大幅減少。淬火溫度為1100 ℃時，基體中馬氏體微乎其微，基本全部由殘留奧氏體組成(見圖2)。殘留奧氏體的存在能夠大幅提升材料的韌性[12]，因此，淬火溫度的升高導致沖擊性能提高。但當淬火溫度升至1150 ℃時，雖然基體由殘留奧氏體組成，但由于淬火溫度過高導致奧氏體晶粒變得粗大，同時有更多的碳化物溶入奧氏體，造成較大的晶格畸變，導致沖擊性能下降。

圖5為Cr5MoVNi鋼在不同溫度淬火、230 ℃回火后的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可以看出，試樣在壓縮過程中，首先發(fā)生屈服，隨后有一個明顯的加工硬化，并且具有超過35%的壓縮應(yīng)變。淬火溫度由1000 ℃提高到1100 ℃時，屈服強度由1700 MPa大幅降低到500 MPa。1000 ℃淬火、230 ℃回火后，基體由約50%(體積分數(shù))的馬氏體和50%的殘留奧氏體組成(見圖2(a))。由于馬氏體的強度很高，馬氏體與殘留奧氏體組成的雙相基體組織的強度也較高，因此，1000 ℃淬火、230 ℃回火后屈服強度高達1700 MPa。當淬火溫度提高到1050 ℃時，試樣基體中馬氏體數(shù)量已經(jīng)很少了(見圖2(b))，屈服強度降至約1000 MPa；淬火溫度進一步提高到1100 ℃和1150 ℃時，基體基本全部由殘留奧氏體組成，使得屈服強度降至約500 MPa。

從圖5的應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以看出，試樣發(fā)生屈服后有一個很明顯的加工硬化現(xiàn)象，1100 ℃淬火、230 ℃回火后試樣的加工硬化從屈服點500 MPa，經(jīng)過約50%的應(yīng)變，斷裂強度高達5600 MPa。為了究其原因，對斷口的形貌和組成相進行了分析。圖6(a)為1100 ℃淬火、230 ℃回火后試驗鋼斷口的SEM照片，圖6(b)為斷口的XRD圖譜，為了對比，也給出了斷裂前試樣的XRD圖譜。從斷口形貌來看，存在不少的韌窩，這與大應(yīng)變壓縮塑性變形相對應(yīng)。從圖6(b)的XRD結(jié)果來看，材料在發(fā)生斷裂的過程中，斷口區(qū)域有大量的殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，即發(fā)生了奧氏體向馬氏體的相轉(zhuǎn)變。正是這個相變導致了鋼的加工硬化和大的應(yīng)變塑性，表明發(fā)生了相變誘導塑性(TRIP)的現(xiàn)象[13-14]，即TRIP效應(yīng)正是Cr5MoVNi鋼具有優(yōu)良壓縮塑性的根源所在。從圖5(c，d)來看，1150 ℃淬火、230 ℃回火試樣的應(yīng)變比1100 ℃淬火、230 ℃回火試樣的小，這是由于奧氏體晶粒粗大削弱了TRIP效應(yīng)[15]。

圖6 Cr5MoVNi鋼經(jīng)1100 ℃淬火、230 ℃回火后壓縮斷口的 SEM圖(a)及斷裂前后斷口的XRD圖譜(b)Fig.6 SEM image(a) and XRD patterns before and after fracture(b) of fracture of the Cr5MoVNi steel quenched at 1100 ℃ and tempered at 230 ℃

3 結(jié)論

研發(fā)發(fā)現(xiàn)，隨著淬火溫度從1000 ℃升高到1150 ℃，經(jīng)230 ℃回火后Cr5MoVNi鋼的組織結(jié)構(gòu)和性能如下：

1) 隨著淬火溫度的升高，Cr5MoVNi鋼回火后基體由馬氏體和殘留奧氏體雙相組成逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗嗟臍埩魥W氏體，同時殘留于基體中的碳化物數(shù)量明顯減少、尺寸減小。

2) 隨著淬火溫度的升高，回火鋼的硬度單調(diào)降低，這是由于基體由馬氏體和殘留奧氏體組成的混合相逐漸變?yōu)閱我坏臍埩魥W氏體相。

3) 隨著淬火溫度的升高，回火鋼的沖擊吸收能量首先升高，并且在1100 ℃達到峰值(20.1 J)，隨后降低。殘留奧氏體的增加導致沖擊性能升高，而殘留奧氏體晶粒的粗大是沖擊性能降低的原因。

4) 隨著淬火溫度的升高，回火鋼的壓縮屈服強度降低，1100 ℃淬火時壓縮應(yīng)變接近50%，這是基體中殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)所致。