朱震宇， 吳志方， 吳 潤(rùn)

(武漢科技大學(xué) 鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 湖北 武漢 430081)

低合金高強(qiáng)鋼因其優(yōu)良的強(qiáng)韌性、耐磨性和經(jīng)濟(jì)性而被廣泛用于各類工程機(jī)械構(gòu)件和礦用設(shè)備[1-2]，提高耐磨鋼的綜合力學(xué)性能、耐磨性能和使用壽命一直是人們關(guān)注的重要研究方向。在實(shí)際生產(chǎn)中，一般通過(guò)合適的淬火+回火工藝使低合金高強(qiáng)鋼獲得良好的強(qiáng)韌性配合[3]?；鼗鸸に嚹軌蚍€(wěn)定組織、滿足性能要求，同時(shí)還能消除內(nèi)應(yīng)力，但回火處理會(huì)使固溶的過(guò)飽和碳原子逐漸從馬氏體板條間析出形成大量碳化物，使基體硬度降低，甚至容易導(dǎo)致回火脆性的發(fā)生，從而降低耐磨性能[4-6]。目前國(guó)內(nèi)研究主要集中在低硬度級(jí)別、板厚低于12 mm耐磨鋼板的組織演變和力學(xué)性能，而關(guān)于450 HBW硬度級(jí)別以上高品質(zhì)高性能低合金耐磨厚板干摩擦性能的研究較少[2,7-10]。本文以NM500低合金高強(qiáng)度耐磨鋼為研究對(duì)象，通過(guò)光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)和材料表面性能測(cè)試等方法對(duì)NM500鋼不同溫度回火處理后的組織和性能進(jìn)行分析，研究了回火過(guò)程中過(guò)飽和碳原子的析出對(duì)NM500鋼硬度、低溫沖擊性能和干摩擦性能的影響規(guī)律，旨在能夠?yàn)镹M500鋼在實(shí)際生產(chǎn)中選取合適的熱處理工藝提供理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料及熱處理工藝

試驗(yàn)材料為國(guó)內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的NM500耐磨熱軋鋼板，板厚為35 mm，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.27C、0.28Si、1.49Mn、0.01P、0.002S、0.025Al、1.251Ni、1.169Cr、0.358Mo、0.022Cu，余量Fe，另含有微量V、Nb、Ti、B、As等元素。根據(jù)試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，由經(jīng)驗(yàn)公式[11]計(jì)算出Ac1和Ac3分別為719.1 ℃和810.1 ℃。從熱軋鋼板上表面1/4厚度處取樣，采用SX2-4-13型箱式電阻爐進(jìn)行熱處理，具體工藝為860 ℃保溫40 min后水淬，然后在200、250、300、350和400 ℃下分別回火90 min后空冷，另將未進(jìn)行淬火和回火處理的試樣作為對(duì)比試樣。

1.2 力學(xué)性能和摩擦磨損試驗(yàn)

采用JBW-300B型低溫沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，采用標(biāo)準(zhǔn)V型缺口沖擊試樣，尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，試驗(yàn)溫度為-20 ℃。采用HB3000型布氏硬度計(jì)測(cè)量試驗(yàn)鋼的表面硬度，使用BMT-I型多功能材料表面綜合性能測(cè)試儀進(jìn)行往復(fù)式干摩擦磨損試驗(yàn)，試樣尺寸為φ30 mm×10 mm。沖擊、硬度和磨損試驗(yàn)結(jié)果均為3次重復(fù)試驗(yàn)的平均值。圖1為往復(fù)式滑動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)示意圖，上摩擦副選用φ6 mm 氮化硅陶瓷球，下摩擦副為試驗(yàn)鋼，往復(fù)滑動(dòng)距離5 mm，滑動(dòng)速度為60 mm/s，載荷為70 N，時(shí)間30 min，試驗(yàn)溫度為室溫。通過(guò)集成在測(cè)試設(shè)備中的傳感器記錄并繪制試樣每次測(cè)試的摩擦因數(shù)曲線，使用表面磨痕測(cè)量?jī)x分析測(cè)量磨痕截面輪廓并計(jì)算磨損損失體積。采用HAL-100型光學(xué)顯微鏡(OM)和FEI Nova 400型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)對(duì)不同溫度回火處理NM500鋼的微觀組織和磨痕表面形貌進(jìn)行觀察和分析。

圖1 往復(fù)式滑動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)示意圖Fig.1 Schematic diagram of the reciprocating sliding friction and wear test

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 回火溫度對(duì)顯微組織的影響

圖2為不同溫度回火后NM500鋼的微觀組織?？梢钥闯觯?00 ℃回火后得到細(xì)長(zhǎng)的回火馬氏體，板條組織、邊界和原始奧氏體晶界都清晰可見(jiàn)(如圖2(a)所示)；在300 ℃以上回火時(shí)，部分馬氏體的板條結(jié)構(gòu)開(kāi)始溶解，不再清晰和細(xì)長(zhǎng)，可以清楚看到馬氏體邊界變得模糊，同時(shí)固溶在板條間的過(guò)飽和碳原子不斷增多并出現(xiàn)聚集長(zhǎng)大的趨勢(shì)；回火溫度為400 ℃時(shí)，馬氏體組織分解得更完全，邊界逐漸消失，析出的碳化物也明顯粗化(如圖2(e)所示)。

圖2 不同回火溫度下NM500鋼的SEM圖像Fig.2 SEM images of the NM500 steel after tempering at different temperatures(a) 200 ℃； (b) 250 ℃； (c) 300 ℃； (d) 350 ℃；(e) 400 ℃

2.2 回火溫度對(duì)試樣力學(xué)性能的影響

NM500鋼回火處理后，馬氏體的分解和碳化物的析出逐漸使得鋼的強(qiáng)韌性也發(fā)生了相應(yīng)的變化，其低溫沖擊性能和硬度測(cè)試結(jié)果如表1所示。相較于熱軋態(tài)，淬火+不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的硬度和低溫沖擊吸收能量均有所提升，且隨回火溫度的升高產(chǎn)生了顯著變化，其中200 ℃回火時(shí)具有最佳的硬度和韌性配合，硬度和低溫沖擊吸收能量分別為513 HBW和44.4 J?；鼗饻囟鹊纳咧率惯^(guò)飽和碳原子從馬氏體板條間析出增加，析出的碳化物能夠提供一定的硬化效果，但其影響已不足以抑制固溶強(qiáng)化效果的減弱[12]，而且隨著碳化物的粗化和鐵素體的回復(fù)，試驗(yàn)鋼硬度從最高的513 HBW持續(xù)下降至425 HBW。

表1 不同回火溫度下NM500鋼的力學(xué)性能

與硬度變化趨勢(shì)不同，回火處理后NM500鋼在-20 ℃ 下的低溫沖擊吸收能量隨溫度升高呈先升高再降低的變化趨勢(shì)。圖3為不同溫度回火后NM500鋼的沖擊斷口形貌，可以看出，熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的斷口形

圖3 不同回火溫度下NM500鋼-20 ℃沖擊斷口形貌(a)熱軋態(tài)；(b)200 ℃；(c)250 ℃；(d)300 ℃；(e)350 ℃；(f)400 ℃Fig.3 Impact fracture morphologies at -20 ℃ of the NM500 steel after tempering at different temperatures (a) as-hot rolled； (b) 200 ℃； (c) 250 ℃； (d) 300 ℃； (e) 350 ℃； (f) 400 ℃

貌以準(zhǔn)解理面和解理面為主，只存在少量韌窩(如圖3(a)所示)，此時(shí)為脆性斷裂，低溫沖擊吸收能量最低，僅有14.10 J。200、250 ℃回火處理后，斷口處韌窩數(shù)量較多且非常深，屬于韌性的微孔聚集型斷裂(如圖3(b,c)所示)，低溫沖擊吸收能量也隨溫度的升高從44.40 J增加至48.70 J。300 ℃回火處理后，試驗(yàn)鋼斷口處準(zhǔn)解理面和韌窩共存(如圖3(d)所示)，低溫沖擊吸收能量驟降至22.10 J，此時(shí)界面強(qiáng)度由于馬氏體板條間滲碳體的析出而逐漸減弱，從而易形成裂紋通道造成脆性斷裂[13]。350、400 ℃回火處理后，板條界面處滲碳體薄膜發(fā)生溶解，形態(tài)逐漸向短粗狀長(zhǎng)大，可以看到此時(shí)斷口形貌是準(zhǔn)解理面、解理面和韌窩共存(如圖3(e,f)所示)，但此時(shí)界面脆性降低，同時(shí)韌窩數(shù)量開(kāi)始增加，低溫沖擊吸收能量出現(xiàn)略微回升。

2.3 干摩擦磨損試驗(yàn)

圖4為不同溫度回火后NM500鋼表面的摩擦磨損形貌。由圖4可以看出，在循環(huán)應(yīng)力的作用下，熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼表面形成了比較明顯的剝落坑，同時(shí)表面脫落的碎屑在氮化硅陶瓷球的摩擦過(guò)程中壓入表面從而形成犁溝(如圖4(a)所示)。經(jīng)淬火+回火處理后，回火溫度為200 ℃時(shí)試驗(yàn)鋼的磨損最輕微(如圖4(b)所示)，此時(shí)回火溫度較低，磨痕表面只有犁溝、少量碎屑和微切削存在。300 ℃及以上溫度回火時(shí)，隨回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼基體強(qiáng)度下降明顯，抵抗變形的能力減弱，磨痕寬度和深度不斷增加，同時(shí)磨痕中出現(xiàn)較多的微切削和剝落坑，碎屑堆積的情況也越嚴(yán)重?；鼗饻囟容^高時(shí)，還會(huì)有少量微裂紋的產(chǎn)生(如圖4(e)所示)。低溫回火時(shí)的磨損機(jī)制以輕微的磨粒磨損為主，回火溫度的上升使試驗(yàn)鋼的磨損機(jī)制逐漸向粘著磨損轉(zhuǎn)變。

圖4 不同回火溫度下NM500鋼表面的摩擦磨損形貌(a)熱軋態(tài)；(b)200 ℃；(c)250 ℃；(d)300 ℃；(e)350 ℃；(f)400 ℃Fig.4 Friction and wear morphologies of the NM500 steel surface after tempering at different temperatures (a) as-hot rolled； (b) 200 ℃； (c) 250 ℃； (d) 300 ℃； (e) 350 ℃； (f) 400 ℃

圖5為不同回火溫度下NM500鋼在往復(fù)滑動(dòng)摩擦磨損中的摩擦因數(shù)曲線和磨痕橫截面輪廓。根據(jù)摩擦因數(shù)變化曲線，將磨損最后15 min內(nèi)摩擦因數(shù)的平均值作為穩(wěn)態(tài)摩擦因數(shù)，磨損量為磨痕截面積與磨痕長(zhǎng)度的乘積，具體磨損結(jié)果如表2所示。摩擦因數(shù)能反映上下摩擦副之間的相互作用程度，由圖5(a)可以看出，摩擦因數(shù)曲線在初始階段是不穩(wěn)定的，此時(shí)摩擦因數(shù)在不斷增加，波動(dòng)較大，隨著往復(fù)滑動(dòng)次數(shù)的增加，摩擦因數(shù)趨于穩(wěn)定。熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的平均摩擦因數(shù)為0.776 79，經(jīng)淬火+回火處理后，試驗(yàn)鋼的摩擦因數(shù)隨回火溫度升高整體上呈先增大后減小的趨勢(shì)，在300 ℃時(shí)達(dá)到最大值，為0.812 10，當(dāng)回火溫度繼續(xù)從350 ℃升高至400 ℃時(shí)摩擦因數(shù)略有上升。

圖5 不同回火溫度下NM500鋼的摩擦因數(shù)曲線(a)和磨痕截面輪廓(b)Fig.5 Friction factor curves(a) and contour of wear marks(b) of the NM500 steel after tempering at different temperatures

由圖5(b)可以看出，不同回火溫度下試驗(yàn)鋼的磨痕深度各不相同，差異十分顯著。熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼的磨痕深度為51.23 μm，磨損體積損失為21.5×10-2mm3。經(jīng)淬火和回火處理后，試驗(yàn)鋼的磨損量相差較大，200、250 ℃回火時(shí)的磨痕深度較小，耐磨性顯著提升，350 ℃回火時(shí)耐磨性也有較小提升。相比之下，回火溫度為200 ℃時(shí)的耐磨性提升最為明顯，磨痕深度和磨損體積損失分別為20.22 μm和6.31×10-2mm3。而回火溫度為300 ℃時(shí)的磨損非常嚴(yán)重，此時(shí)磨痕深度達(dá)到64.75 μm，體積損失為27.52×10-2mm3，與熱軋態(tài)相比其耐磨性反而更差，一方面是由于回火伴隨著碳化物的析出以及基體的回復(fù)，導(dǎo)致基體硬度降低，組織無(wú)法抵抗外力持續(xù)的破壞，另一方面當(dāng)回火溫度升高至試驗(yàn)鋼的回火脆性溫區(qū)時(shí)，沖擊性能出現(xiàn)大幅降低，在兩者的綜合作用下，導(dǎo)致磨損量大幅增加，耐磨性急劇下降。

表2 不同回火溫度下NM500鋼的摩擦磨損試驗(yàn)結(jié)果

為了反映回火后NM500鋼中碳化物的析出情況，對(duì)不同回火溫度下試驗(yàn)鋼在高倍顯微圖像中的碳化物數(shù)量進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖6和圖7所示?？梢钥闯?，200 ℃回火處理后，過(guò)飽和碳原子在板條間析出，在界面形成了尺寸較小的片狀滲碳體，此時(shí)碳化物的體積分?jǐn)?shù)只有1.926%，基體的硬度和韌性較高，此時(shí)試驗(yàn)鋼表面的磨損損傷較小。隨回火溫度的升高，碳化物析出數(shù)量增加，過(guò)飽和碳原子的析出逐漸改變了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)韌性，試驗(yàn)鋼表面出現(xiàn)不同程度的磨損損傷形貌。300 ℃回火后，碳化物含量驟增到3.591%，此時(shí)板條間的滲碳體已粗化并變得不規(guī)則，試驗(yàn)鋼的硬度和韌性大幅降低，此時(shí)磨損損傷最為嚴(yán)重，同時(shí)存在著磨粒磨損和粘著磨損。

圖6 不同回火溫度下NM500鋼的碳化物分布Fig.6 Carbide distribution of the NM500 steel after tempering at different temperatures (a) 200 ℃; (b) 300 ℃

圖7 不同回火溫度下NM500鋼中碳化物體積分?jǐn)?shù)變化曲線Fig.7 Carbide volume fraction curve of the NM500 steel after tempering at different temperatures

根據(jù)經(jīng)典Archard定律[14]：

式中：W為磨損體積，F(xiàn)N為垂直加載應(yīng)力，d為相對(duì)滑動(dòng)距離，H為較軟接觸表面的硬度，k為磨損系數(shù)。在本磨損試驗(yàn)中，F(xiàn)N和d是固定的，因此回火處理后的硬度變化是導(dǎo)致NM500鋼耐磨性變化的關(guān)鍵因素[4,15-16]。板條的尺寸及固溶碳原子釘扎位錯(cuò)的程度決定了馬氏體最終的強(qiáng)度。200 ℃和250 ℃回火處理后，碳原子析出數(shù)目較少且尺寸較小，較高的硬度使得基體抵抗外加載荷和磨粒磨損的能力強(qiáng)，因此磨損損傷較小?；鼗饻囟壬吆?，碳原子的析出速度加快，小尺寸的滲碳體逐漸聚集長(zhǎng)大且不再與基體共格，對(duì)基體的強(qiáng)化效果大幅降低，試驗(yàn)鋼硬度和韌性開(kāi)始持續(xù)下降，抵抗外加載荷和磨粒磨損的能力減弱，磨損損傷加重。因此，回火處理NM500鋼板條馬氏體中過(guò)飽和C原子析出是耐磨性降低和磨損機(jī)制改變的主要原因。

3 結(jié)論

1) 低合金高強(qiáng)度NM500鋼低溫回火后得到回火馬氏體組織，馬氏體及板條間固溶的碳原子隨回火溫度的升高逐漸分解和析出，300 ℃以上回火后板條邊界已模糊不清，同時(shí)碳化物也聚集粗化。

2) 回火溫度的升高對(duì)NM500鋼的硬度和低溫沖擊性能產(chǎn)生顯著影響，馬氏體中固溶的碳原子析出導(dǎo)致鋼的硬度持續(xù)下降。300 ℃以上回火后粗大滲碳體的出現(xiàn)導(dǎo)致NM500鋼低溫沖擊斷口中的解理面和準(zhǔn)解理面增加，低溫沖擊吸收能量隨回火溫度的升高先升高再降低。200 ℃回火后的強(qiáng)韌性最佳，硬度和-20 ℃ 低溫沖擊吸收能量分別為513 HBW和44.40 J。

3) NM500鋼在200 ℃回火后的耐磨性能優(yōu)異，少量細(xì)小彌散的過(guò)飽和碳原子析出有助于改善鋼的耐磨性。隨著回火溫度的升高，形成粗大的短棒狀滲碳體導(dǎo)致NM500鋼的硬度下降，磨損體積損失和磨痕深度增加，300 ℃以上回火后NM500鋼的耐磨性下降明顯，磨損機(jī)制由磨粒磨損向粘著磨損轉(zhuǎn)變。