黃 豪，倪豪豪，鞠玉琳，袁志鐘，郭 順，常亞南，汪東發(fā)

(1. 江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013；2. 鄭州市龍豐農(nóng)業(yè)機(jī)械裝備制造有限公司，河南 鄭州 450000)

農(nóng)業(yè)是國民經(jīng)濟(jì)的基礎(chǔ)，農(nóng)業(yè)機(jī)械化對促進(jìn)國民經(jīng)濟(jì)的全面、健康及可持續(xù)發(fā)展具有重要的戰(zhàn)略意義。隨著農(nóng)業(yè)機(jī)械化進(jìn)程的不斷加快，以高速犁為代表的農(nóng)機(jī)裝備正朝向高效率和高壽命方向發(fā)展。目前，國內(nèi)外農(nóng)機(jī)領(lǐng)域一般將作業(yè)速度能夠達(dá)到10 km/h以上的犁稱為高速犁[1-3]。然而，隨著高速犁的作業(yè)速度逐漸加快，犁體運(yùn)行時所受到的來自土壤、砂石及根塊的沖擊和摩擦也隨之增大，這將進(jìn)一步提高對高速犁體材料的強(qiáng)度及韌性要求[4-5]。

在國產(chǎn)高速犁行業(yè)發(fā)展初期，65Mn鋼憑借其較高的淬硬性在犁體制造領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用。為了充分利用65Mn鋼的高淬硬性特性，生產(chǎn)企業(yè)通常對其采用淬火-低溫回火工藝來獲得具備片狀馬氏體+殘留奧氏體組織的入土部件。由于高C含量的片狀馬氏體組織硬度較高而韌性較低，極易導(dǎo)致65Mn鋼入土部件在作業(yè)速度逐漸加快的服役環(huán)境中發(fā)生斷裂[6]。此外，65Mn鋼在實(shí)際熱處理過程中，如果冷軋退火、淬火和淬火保護(hù)氣氛等工藝參數(shù)設(shè)置不合理，易產(chǎn)生脫碳而使工件在淬火過程中發(fā)生畸變，嚴(yán)重影響高速犁的犁體曲面參數(shù)，導(dǎo)致其在作業(yè)過程中的阻力增大[7]。綜上所述，研究和開發(fā)具備高強(qiáng)韌性的新型高速犁體用材料已經(jīng)成為高速犁領(lǐng)域的重要研究方向。在此背景下，國內(nèi)先進(jìn)高速犁制造企業(yè)開始選用28MnB5鋼制備高速犁入土部件。與傳統(tǒng)65Mn鋼相比，微量B元素的添加顯著提升了28MnB5鋼的淬透性[8-9]。同時，相對較低的碳含量可確保28MnB5鋼淬火后獲得韌性較好的板條馬氏體。值得注意的是，在企業(yè)實(shí)際生產(chǎn)過程中，28MnB5鋼經(jīng)傳統(tǒng)淬火-回火(Q-T)工藝處理后，其組織由原始熱軋板材中的珠光體和鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鸢鍡l馬氏體和極少量的殘留奧氏體，但仍存在板條馬氏體尺寸粗大且分布不均勻的問題，無法充分發(fā)揮出28MnB5鋼所具備的高強(qiáng)度和高韌性潛力。因此，本文以28MnB5鋼作為研究對象，通過在淬火-回火工藝前增加正火熱處理工藝(即正火-淬火-回火(N-Q-T)工藝)，弱化熱軋板材中存在的帶狀組織并細(xì)化晶粒，獲得強(qiáng)度和韌性均優(yōu)于Q-T態(tài)的N-Q-T態(tài)28MnB5鋼。在此基礎(chǔ)上，本文通過對N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼進(jìn)行顯微組織觀察和力學(xué)性能測試，從細(xì)晶強(qiáng)化角度對N-Q-T態(tài)28MnB5鋼強(qiáng)度和韌性提高的原因進(jìn)行了深入分析，闡明了28MnB5鋼經(jīng)正火-淬火-回火工藝處理后的微觀組織與強(qiáng)韌性之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)機(jī)制，有助于新型農(nóng)業(yè)機(jī)械材料的開發(fā)及熱處理工藝改進(jìn)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料取自28MnB5鋼熱軋板材(供貨態(tài)，12 mm厚)和實(shí)際生產(chǎn)的高速犁入土部件(Q-T態(tài))，采用電感耦合等離子光譜發(fā)生儀(ICP)測得其化學(xué)成分如表1所示。在熱軋板材上線切割出尺寸為φ7 mm×70 mm的圓棒試樣，用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)測得28MnB5鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ac1)、奧氏體化轉(zhuǎn)變終了溫度(Ac3)、馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)和馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度(Mf)分別為712、830、383和279 ℃(如圖1所示)。熱軋板材試樣和高速犁入土部件的熱處理工藝參數(shù)如表2所示。

在Instron-8801萬能試驗(yàn)機(jī)上，采用標(biāo)距為25 mm，截面為2 mm×5 mm的板狀拉伸試樣沿軋制方向以1 mm/min 的拉伸速率進(jìn)行單軸拉伸試驗(yàn)，并用標(biāo)距為

表1 28MnB5鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 28MnB5鋼的線膨脹曲線Fig.1 Linear dilatometric curves of the 28MnB5 steel

表2 28MnB5鋼熱處理工藝參數(shù)

25 mm的引伸計精確測量應(yīng)變。在室溫條件下，采用NI300型沖擊試驗(yàn)機(jī)對尺寸為55 mm×10 mm×10 mm的標(biāo)準(zhǔn)夏比V型缺口試樣進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。硬度試驗(yàn)在FR-3E數(shù)顯洛氏硬度計上進(jìn)行，加載載荷為1470 N；保壓時間10 s，每個試樣測試5次取平均值。使用4%硝酸酒精溶液對試樣進(jìn)行腐蝕，并使用Leica光學(xué)顯微鏡(OM)和FEI NovaNano450掃描電鏡(SEM)對試樣進(jìn)行顯微組織表征，最后采用ImageJ軟件統(tǒng)計原奧氏體晶粒平均尺寸和板條馬氏體平均寬度。將腐蝕后的金相試樣重新拋光后去除腐蝕層，在SmartlabXRD儀上利用Co靶測定試樣的相組成。N-Q-T 態(tài)28MnB5鋼經(jīng)機(jī)械研磨和拋光后，使用配比為高氯酸∶酒精=1∶9 (體積比)的電解拋光液在室溫下進(jìn)行電解拋光，并在配備有Oxford-EBSD成像系統(tǒng)的Gemini SEM 300型場發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行馬氏體取向成像分析，掃描步長為0.06 μm。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微組織對比分析

為了明確正火工藝對28MnB5鋼顯微組織的影響，對熱軋態(tài)28MnB5鋼采用了正火處理，并與供貨態(tài)28MnB5鋼熱軋板材進(jìn)行顯微組織對比，其結(jié)果如圖2所示。從圖2(a)可以看出，28MnB5鋼熱軋板材沿軋制方向產(chǎn)生了較為明顯的非均勻二次帶狀組織，該組織由先共析鐵素體帶(白色)和珠光體帶(黑色)相互堆疊而成。與熱軋組織相比，28MnB5鋼經(jīng)正火處理后的帶狀組織明顯弱化(見圖2(b))，且先共析鐵素體和珠光體組織更加細(xì)小均勻。這主要?dú)w因于正火處理有利于鋼中的合金元素充分固溶到晶粒內(nèi)部，有效地緩解了成分偏析。同時，由于正火處理的冷卻速度較快，晶粒無法長大，因此獲得了尺寸較小的晶粒[10]。

圖2 28MnB5鋼熱軋板材(a)和正火處理后(b)的OM圖Fig.2 OM images of the hot rolled(a) and normalized(b) 28MnB5 steel

圖3為N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼的原奧氏體晶粒OM圖像及板條馬氏體的SEM圖像。從圖3(a, b)可以看出，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的原奧氏體晶粒粗大，且存在晶粒尺寸不均勻的情況(混晶現(xiàn)象)。但與Q-T態(tài)相比，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的原奧氏體晶粒明顯細(xì)小均勻。經(jīng)統(tǒng)計，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的晶粒尺寸范圍為0～20 μm，平均晶粒尺寸為7.0 μm，Q-T態(tài)28MnB5鋼的晶粒尺寸范圍為5～30 μm，平均晶粒尺寸為9.0 μm。

圖3 28MnB5鋼的原奧氏體晶粒(a,b)及馬氏體板條組織(c,d)Fig.3 Morphologies of prior austenite(a,b) and lath martensite(c,d) in the 28MnB5 steel (a,c) N-Q-T; (b,d) Q-T

劉宗昌[11]對影響奧氏體晶粒長大因素的研究結(jié)果表明，奧氏體晶粒細(xì)化主要與第二相析出物阻礙其晶界遷移有關(guān)：

(1)

式中：P為第二相顆粒對單位面積晶界的阻力；f為顆粒的體積分?jǐn)?shù)；r為顆粒的半徑；γ為界面能。

通過在28MnB5鋼的淬火-回火工藝前加入正火預(yù)處理工藝，有利于細(xì)化晶粒并提高鋼中C、Cr和Mn等元素的均勻性，使28MnB5鋼在后續(xù)淬火過程中產(chǎn)生更多尺寸細(xì)小且分布均勻的碳化物，即與Q-T態(tài)相比，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼具有更大的γ值和f值及更小的r值[12]。由式(1)可知，與Q-T態(tài)相比，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼在奧氏體化加熱和保溫過程中所受的晶界遷移阻力更大，更有利于獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。

由圖3(c,d)可以看出，N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼的組織均為板條馬氏體，其中Q-T態(tài)28MnB5鋼中的板條馬氏體粗大，且其長軸方向趨于一致(見圖3(d))。與Q-T態(tài)不同，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼中的馬氏體板條短小且塊區(qū)明顯，同時分布也更加均勻。經(jīng)統(tǒng)計，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的馬氏體板條平均寬度約為0.9 μm，低于Q-T態(tài)(1.5 μm)，這主要?dú)w因于原奧氏體晶粒尺寸的減小導(dǎo)致單位體積內(nèi)馬氏體的形核點(diǎn)數(shù)量增加，減弱了馬氏體相變的“遲滯”現(xiàn)象，從而提高了板條馬氏體的形核率[13]。

圖4為N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼的XRD圖譜，可以看出，N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼的(110)α、(200)α和(211)α峰值均較為明顯。同時，由于N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼中殘留奧氏體含量極低且常規(guī)XRD測試儀器分辨率有限，因此在兩者的XRD圖譜中并沒有觀察到殘留奧氏體的衍射峰，這表明28MnB5鋼具有優(yōu)良的淬透性。而從N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的EBSD表征結(jié)果(見圖5)可觀察到板條馬氏體(紅色)間仍伴有微量殘留奧氏體(黃色)組織，并且該類型殘留奧氏體一般呈薄膜狀沿板條馬氏體晶界(黑線)分布，這主要?dú)w因于板條間奧氏體中的C原子富集及馬氏體協(xié)作變形增強(qiáng)了奧氏體的化學(xué)穩(wěn)定性和力學(xué)穩(wěn)定性[14]。

由圖4中28MnB5鋼各衍射峰半高寬(FWHM)測試結(jié)果可以看出，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼各衍射峰的半高寬均大于Q-T態(tài)。Holzwarth等[15]研究表明，晶粒尺寸與衍射峰半高寬之間遵循Scherrer關(guān)系：

(2)

式中：βL為衍射峰半高寬；λ為入射波波長；L為平均晶粒尺寸；θ為Bragg衍射角；k通常取0.9[16]。由此可見，基于N-Q-T態(tài)28MnB5鋼各衍射峰具有更大的半高寬，表明其平均晶粒尺相對Q-T態(tài)的更細(xì)小，這與其微觀組織(見圖3)表征結(jié)果一致，進(jìn)一步說明正火-淬火-回火工藝有利于細(xì)化28MnB5鋼的板條馬氏體組織。

圖4 28MnB5鋼的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the 28MnB5 steel

圖5 N-Q-T態(tài)28MnB5鋼中殘留奧氏體分布的EBSD表征Fig.5 EBSD analysis of retained austenite distribution in the N-Q-T 28MnB5 steel

2.2 板條馬氏體取向差對比分析

圖6為N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼的板條馬氏體取向差統(tǒng)計分布圖，可以看出，N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼中的板條馬氏體間大角度晶界(>45°)的取向差均主要分布在58.5°～59.5°之間，其中N-Q-T態(tài)中的大角度晶界占比(34.9%)顯著高于Q-T態(tài)(25.1%)，表明正火-淬火-回火工藝有利于提高28MnB5鋼中的大角度晶界含量。圖7為N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的BC圖(Band contrast map)，其中由白線標(biāo)記的取向差為1.5°～2.5°的晶界零散分布于馬氏體板條內(nèi)部，這是在馬氏體形成時與基體協(xié)作變形的結(jié)果[16]，而由黃線標(biāo)記的取向差為58.5°～59.5°的晶界連續(xù)分布于板條馬氏體塊之間。研究表明[17-18]，通過提高板條馬氏體之間的大角度晶界占比，有助于阻止解理裂紋的擴(kuò)展，從而提高材料的韌性。

圖6 28MnB5鋼的板條馬氏體取向差統(tǒng)計分布Fig.6 Misorientation statistical distribution of lath martensite in the 28MnB5 steel

圖7 N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的BC圖(a)小角度晶界，1.5°～2.5°；(b)大角度晶界，58.5°～59.5°Fig.7 Band contrast maps of the N-Q-T 28MnB5 steel (a) low angle grain boundary, 1.5°-2.5°； (b) large angle grain boundary, 58.5°-59.5°

2.3 力學(xué)性能對比分析

圖8和表3為N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能參數(shù)?？梢钥闯觯琋-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼在拉伸過程中均表現(xiàn)出連續(xù)屈服特征，其中N-Q-T態(tài)的屈服強(qiáng)度可達(dá)1408 MPa，抗拉強(qiáng)度約為1691 MPa，顯著高于Q-T態(tài)28MnB5鋼(屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為1270 MPa和1592 MPa)。由Hall-Petch關(guān)系定性分析可知，細(xì)化晶?？娠@著提高鋼材的強(qiáng)度，其主要是通過減小晶粒尺寸來提高單位體積內(nèi)的晶界面積，導(dǎo)致位錯運(yùn)動受到強(qiáng)烈阻礙，從而實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度的提高。根據(jù)Hall-Petch公式，細(xì)晶強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)σG具體可表示為[19]：

(3)

式中：kG為比例系數(shù)，取9.33 MPa·mm-1/2[19]；d為原奧氏體平均晶粒尺寸，根據(jù)圖3(a)為7.0 μm。由式(3)計算可得，細(xì)晶強(qiáng)化對N-Q-T態(tài)28MnB5鋼屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)約為112 MPa。

圖8 28MnB5鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.8 Stress-strain curves of the 28MnB5 steel

表3 28MnB5鋼的力學(xué)性能

由表3可以看出，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的斷后伸長率(5.7%)高于Q-T態(tài)(4.3%)，說明經(jīng)正火-淬火-回火工藝處理后的28MnB5鋼具有更高的拉伸塑性。在N-Q-T態(tài)和Q-T態(tài)28MnB5鋼的單軸拉伸過程中，尺寸較大的板條馬氏體束晶界(Q-T態(tài)28MnB5鋼，見圖3(d))易產(chǎn)生較大的應(yīng)力和應(yīng)變集中。當(dāng)變形進(jìn)行至局部變形階段時，上述應(yīng)力和應(yīng)變集中部位極易萌生孔洞和沿晶界開裂而降低拉伸塑性。反之，當(dāng)奧氏體晶粒細(xì)化時，馬氏體板條束直徑和長度均較小(N-Q-T態(tài)28MnB5鋼，見圖3(a, c))，晶粒間產(chǎn)生協(xié)調(diào)變形，提高了變形的均勻化程度，從而提高了材料的拉伸塑性[20]。

另外，由表3還可以看出，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的沖擊吸收能量(62.1 J)顯著高于Q-T態(tài)(35.2 J)。沖擊性能的提高主要與裂紋擴(kuò)展受阻有關(guān)。其中，馬氏體晶界附近的殘留奧氏體晶粒數(shù)量、尺寸、分布及力學(xué)穩(wěn)定性是影響裂紋擴(kuò)展的關(guān)鍵因素之一。當(dāng)裂紋穿過馬氏體板條并在板條晶界處接觸到如圖5所示的殘留奧氏體時，其可能繼續(xù)進(jìn)入殘留奧氏體或偏轉(zhuǎn)至另一條不同的路徑。前者在殘留奧氏體中會引起應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變，后者將導(dǎo)致裂紋延長，這兩種情況均可提高材料的韌性。N-Q-T態(tài)28MnB5鋼中的板條馬氏體組織細(xì)化(見圖3(c))導(dǎo)致其大角度晶界含量顯著增加(見圖6)，有助于產(chǎn)生更多更細(xì)、力學(xué)穩(wěn)定性更高的殘留奧氏體晶粒，從而間接地提高材料的韌性[18]。

3 結(jié)論

1) 28MnB5鋼經(jīng)正火-淬火-回火(N-Q-T)和淬火-回火(Q-T)工藝后的組織均以板條馬氏體為主。不同的是，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的馬氏體板條細(xì)小且分布均勻，平均寬度約為0.9 μm，顯著低于Q-T態(tài)的1.5 μm。EBSD測試結(jié)果表明，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的馬氏體板條間大角度晶界占比為34.9%，明顯高于Q-T態(tài)的25.1%。

2) 與Q-T態(tài)相比，N-Q-T態(tài)28MnB5鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率和沖擊吸收能量均得到顯著提高。其中屈服強(qiáng)度由1270 MPa提升至1408 MPa；抗拉強(qiáng)度由1592 MPa提升至1691 MPa；斷后伸長率由4.3%提升至5.7%，沖擊吸收能量由35.2 J提升至62.1 J。這主要?dú)w因于N-Q-T態(tài)28MnB5鋼中細(xì)小且均勻分布的板條馬氏體所產(chǎn)生的細(xì)晶強(qiáng)化效果。此外，由于N-Q-T態(tài)28MnB5鋼具有更高的大角度晶界占比，有利于產(chǎn)生更多尺寸細(xì)小且力學(xué)穩(wěn)定性高的殘留奧氏體來阻礙裂紋的擴(kuò)展，顯著提高28MnB5鋼的沖擊性能。