唐鵬,李 杰,涂小慧,李 衛(wèi)

(暨南大學 先進耐磨蝕及功能材料研究院,廣東 廣州 510632)

沖擊磨料磨損是動載荷下的三體磨料磨損，其廣泛存在于冶金、電力、建材、建筑、化工、煤炭和機械等行業(yè)[1].目前常用的抗沖擊磨料磨損的材料有高錳鋼、珠光體鋼、貝氏體鋼和馬氏體鋼[2].但上述材料均存在一定的不足，高錳鋼的屈服強度低，受沖擊后易變形失效[3]；珠光體鋼的硬度低，磨損性能較差；傳統(tǒng)馬氏體鋼的沖擊韌性低，容易發(fā)生斷裂失效[4]；貝氏體鋼兼具優(yōu)異的強度、硬度和韌性，某些沖擊磨料磨損工況下服役壽命較上述三種材料有一定的提升，但要獲得高強韌性的貝氏體鋼，必須經(jīng)過較長時間的等溫處理，生產(chǎn)成本顯著提高[5-10].

淬火+碳分配(Q-P)馬氏體鋼是最新研發(fā)的第三代結(jié)構(gòu)鋼，將中低碳高硅低合金鋼經(jīng)奧氏體化后，淬火至馬氏體開始轉(zhuǎn)變(Ms)溫度與馬氏體結(jié)束轉(zhuǎn)變(Md)溫度之間，在該淬火溫度或者Ms溫度以上等溫一段時間，使碳由馬氏體向奧氏體分配，形成富碳殘留奧氏體[11-16].馬氏體的高強度和殘余奧氏體的高韌性，使得Q-P馬氏體鋼呈現(xiàn)優(yōu)異的強韌性[17].此外，馬氏體組織在Ms點下可以迅速形成，而后續(xù)的碳分配時間也僅為數(shù)小時.相比需要經(jīng)過較長時間等溫處理的貝氏體鋼，Q-P馬氏體鋼具有顯著的成本優(yōu)勢[18].上述優(yōu)點使Q-P馬氏體鋼有望成為新一代抗沖擊磨料磨損材料.

碳元素是調(diào)控Q-P馬氏體鋼的強度韌性的重要元素.研究表明，碳元素的增加可以提升馬氏體的強度，進而提升Q-P馬氏體鋼的強度[19].但殘余奧氏體中碳質(zhì)量分數(shù)只有在0.5%～0.8%時，Q-P馬氏體鋼具有較優(yōu)異的韌性[20-22].然而目前關(guān)于碳質(zhì)量分數(shù)對Q-P馬氏體鋼沖擊磨料磨損行為的影響仍不清楚.本文中將通過對比研究碳質(zhì)量分數(shù)為0.3%和0.4%兩種Q-P馬氏體鋼磨損失重、磨痕表面及亞表面形貌等揭示碳質(zhì)量分數(shù)對Q-P馬氏體鋼抗沖擊磨料磨損性能的作用機制.

1 試驗材料的制備

本研究中所用材料為自主研發(fā)的Q-P馬氏體鋼，其主要成分列于表1中.根據(jù)熱膨脹法，在L78 RITA/Q全自動相變儀上進行，將直徑為4 mm，長度為10 mm的試樣C3和C4以5 ℃/s的速度加熱至1 000 ℃發(fā)生奧氏體化，在此溫度下以?50 ℃/s冷卻至室溫.得到C3和C4的馬氏體轉(zhuǎn)變(Ms)溫度分別為263和250 ℃.因此，試驗鋼的具體熱處理工藝如下：將澆鑄成型的Y形試塊(220 mm×70 mm×140 mm)先在箱式電阻爐中加熱到980 ℃保溫6 h，然后空氣冷卻至室溫，進行擴散退火.接著試塊重新在箱式電阻爐中加熱到 940 ℃并保溫6 h奧氏體化，最后放入220 ℃坩堝硝鹽爐中等溫淬火4 h，鹽浴介質(zhì)為45% NaNO2+55% KNO3的混合溶液，最后再次空氣冷卻至室溫.

表1 Q-P馬氏體鋼的主要化學成分Table 1 The main composition of Q-P martensitic steel

2 試驗方法

本研究的磨損試驗所用儀器為MLD-10型沖擊磨料磨損試驗機.該試驗機的結(jié)構(gòu)示意圖如圖1(a)所示，試驗機主要由落錘、上試樣(測試試樣)、下試樣以及磨料箱四部分組成.如圖1(b)所示，測試樣被加工成尺寸為10 mm×10 mm×30 mm的長方體，其中磨損試驗面呈弧形.下試樣為45鋼(硬度值為455 HV)，寬度為20 mm，外直徑為50 mm，內(nèi)直徑為30 mm的空心圓柱體.試驗所用磨料為直徑0.18～0.25 mm的石英砂(硬度值為800～1 200 HV).磨損試驗的具體參數(shù)如下：落錘的沖擊功為3 J，落錘的沖擊速率為100 times/min，下試樣的旋轉(zhuǎn)速率為100 r/min，石英砂的流速為50 kg/h.試樣經(jīng)過0.5 h的預(yù)磨并稱重后，再經(jīng)過2.5 h的磨損試驗，試樣平均每隔0.5 h超聲波清洗、吹干后稱其重量，獲得每0.5 h的平均磨損失重.為了驗證試驗的重復(fù)性，每組試樣均進行2～3組的平行試驗.

Fig.1 The structural diagram: (a) the impact abrasive wear tester MLD-10;(b) the tested sample 圖1 (a) MLD-10型沖擊磨料磨損試驗機結(jié)構(gòu)示意圖；(b)試樣結(jié)構(gòu)示意圖

磨損試驗結(jié)束后，首先用掃描電子顯微鏡(SEM)對磨痕的表面進行表征.隨后用電火花切割機對磨損試樣進行切割，磨痕亞表層經(jīng)研磨、拋光和腐蝕后用SEM和維氏硬度計表征.最后，通過研磨和離子減薄的方法，制備磨痕亞表層組織薄片試樣，并用透射電子顯微鏡(TEM)進行表征.

3 結(jié)果與討論

圖2所示為C3和C4熱處理后所得顯微組織的電子背散射衍射(EBSD)及X射線衍射(XRD)圖.如圖2(a)和圖2(c)菊池線襯度圖所示，兩種鋼的馬氏體基體組織均呈板條狀，板條長度達數(shù)十微米，但寬度僅為幾百納米.如圖2(b)和圖2(d)相分布圖所示，C3和C4板條狀基體組織上分布有長度和寬度都只有數(shù)百納米的塊、片狀奧氏體(藍色).此外，在C4的基體組織上還分布有直徑為數(shù)百納米的細小粒狀碳化物(紅色).圖2(e)所示為C3和C4的XRD圖，由圖2(e)可知，C3和C4中殘余奧氏體的體積分數(shù)分別為5.42%和3.68%.由于碳化物較少，在XRD圖中沒有出現(xiàn)碳化物的峰.最后經(jīng)測試，C3和C4的維氏硬度值分別為432.5 HV和482.3 HV(10次測量的平均值),帶V形缺口的沖擊吸收量分別為30.1和11.8 J (3次測量的平均值).

圖3所示為C3和C4磨損0.5 h的平均磨損失重結(jié)果.由圖3可知，C3的磨損失重為125 mg，C4的磨損失重較C3略微有所增加，達到了135 mg，即C4的抗沖擊磨料磨損性能較C3降低約7%.圖4所示為C3和C4典型磨痕形貌的SEM照片.由圖4可知，在C3和C4的磨痕表面均觀察到大量的犁溝，犁溝的出現(xiàn)表明沖擊磨料磨損過程中，材料的失重與磨料的犁削行為密切相關(guān).眾所周知，材料抵抗磨料犁削行為的能力與其硬度成正比，因此，雖然C3的硬度低于C4，但其抗沖擊磨料磨損的性能卻優(yōu)于C4.

圖5所示為C3和C4磨痕亞表層未腐蝕形貌的SEM照片.如圖5所示，距離磨痕表面5～10 μm處C3和C4磨痕亞表層存在大量平行于表面，長度數(shù)十微米的疲勞裂紋，由此可知，疲勞裂紋的擴展將最終導(dǎo)致材料的剝落.因此，疲勞裂紋導(dǎo)致的材料剝落也是沖擊磨料磨損過程中材料失重的主要因素，且C4亞表面疲勞裂紋的長度及數(shù)量均多于C3，因此，該現(xiàn)象也證明C4材料的剝落程度大于C3.

Fig.2 Microstructure characterization of Q-P martensitic steel: (a) the Kikuchi line contrast diagram of C3;(b) the phase distribution diagram of C3;(c) the Kikuchi line contrast diagram of C4;(d) the phase distribution diagram of C4;(e) XRD spectra of C3 and C4圖2 Q-P馬氏體鋼的組織表征：(a) C3菊池線襯度圖；(b) C3相分布圖；(c) C4菊池線襯度圖；(d) C4相分布圖；(e) C3和C4的XRD圖譜

Fig.3 The average wear loss of Q-P martensitic steel in 0.5 h圖3 Q-P馬氏體鋼磨損0.5 h的平均磨損失重

圖6所示為C3和C4磨痕亞表層腐蝕后形貌的SEM照片.由圖6可知，磨痕亞表層組織呈層狀分布，基體組織的上面形成了1層厚度10～20 μm的形變組織.在形變組織內(nèi)部只觀察到大量的塑性流變帶，沒有觀察到如基體組織內(nèi)部一致的板條狀馬氏體，這表明板形變組織的微觀結(jié)構(gòu)與基體組織微觀結(jié)構(gòu)件存在較大差異.此外如圖6(b)所示，疲勞裂紋主要位于形變組織的內(nèi)部以及形變組織/基體組織的界面上.圖7所示為C3和C4磨痕亞表層形變層及基體的維氏硬度值.由圖7可知，C3和C4形變層的硬度分別為590.4 HV和585.3 HV，較其基體硬度分別提升157.9 HV 和103 HV.

為了揭示形變層的硬化機制，利用TEM對形變層組織的微觀結(jié)構(gòu)進行了表征，結(jié)果如圖8所示.圖8(a)所示為C3磨損面亞表層形變層組織TEM明場照片，圖8(b)所示為對應(yīng)選區(qū)衍射花樣.從TEM明場照片可以看出，形變層組織由尺寸為數(shù)十納米或數(shù)百納米不等的等軸晶粒組成.對衍射花樣進行標定，未檢測出奧氏體的衍射斑點，表明形變層中殘余奧氏體已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.

Fig.4 SEM micrographs of surface morphology of wear marks of Q-P martensitic steel: (a) C3;(b) C4圖4 Q-P馬氏體鋼磨痕表面形貌的SEM照片：(a) C3；(b) C4

Fig.5 SEM micrographs of worn subsurface morphology of Q-P martensitic steel without corrosion: (a) C3;(b) C4圖5 Q-P馬氏體鋼磨痕亞表層未腐蝕形貌的SEM照片：(a) C3；(b) C4

Fig.6 SEM micrographs of worn subsurface morphology of Q-P martensitic steel with corrosion: (a) C3;(b) C4圖6 Q-P馬氏體鋼磨損面亞表層腐蝕后形貌的SEM照片：(a) C3；(b) C4

通過比較分析上述表征數(shù)據(jù)，關(guān)于碳含量對淬火-分配馬氏體鋼沖擊磨料磨損性能的影響討論如下.圖3中材料的磨損失重數(shù)據(jù)表明，隨碳含量的增加，C4的抗沖擊磨料磨損性能較C3降低約7%.由圖4磨痕表面的犁溝及圖5磨痕亞表面的疲勞裂紋可知，沖擊磨料磨損過程中材料的流失主要是由磨料的犁削和材料的剝落共同引起的.眾所周知，材料抵抗磨料犁削行為的能力與其硬度成正比.然而，由圖7可知，C3基體組織的硬度(432.5 HV)低于C4的基體組織硬度(482.3 HV)，C3形變組織的硬度比C4僅高出約1%，所以，C3的抗沖擊磨料磨損性能優(yōu)于C4的主要原因是C4磨痕的亞表面更容易形成疲勞裂紋.根據(jù)圖7和圖8的表征可知，主要是因為形變層微觀組織結(jié)構(gòu)為數(shù)百納米大小的α相等軸晶粒，而基體組織主要由數(shù)百納米寬，數(shù)十微米長的板條狀組織組成.此外，形變組織的硬度也遠遠高于基體的硬度.形變組織與基體組織兩者間微觀結(jié)構(gòu)及硬度的不同導(dǎo)致了疲勞裂紋在其界面萌生并擴展，并隨形變層厚度的增加保留在形變層內(nèi)部，這就導(dǎo)致C4相比C3磨痕的亞表面更容易形成疲勞裂紋.已有研究表明，磨痕亞表層形變組織的納米化過程是原始基體組織在摩擦熱和應(yīng)力的作用下以動態(tài)再結(jié)晶的方式形成[23-25].根據(jù)霍爾-佩奇公式，材料的硬度與其晶粒尺寸成反比，所以形變組織的硬度較基體組織有所增加.此外，基體組織中含有一定量的γ相(奧氏體)，但形變組織中全為α相.這表明殘余奧氏體在應(yīng)力作用下轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這一轉(zhuǎn)變也導(dǎo)致了形變層硬度較基體層有所提升.

Fig.7 Vickers hardness of the subsurface deformed and matrix layer of C3 and C4圖7 C3和C4磨痕亞表層形變層及基體的維氏硬度

由圖2相分布圖可知，在C4的基體上分布有大量細小的碳化物顆粒.碳化物的存在將加劇裂紋的萌生及擴展，所以C4的沖擊吸收能量(11.8 J)較C3 (30.1 J)有顯著的降低.同理，沖擊磨料磨損過程中，碳化物也將加劇磨痕亞表層疲勞裂紋的萌生及擴展，進而增加材料的磨損失重.

綜上所述，當碳質(zhì)量分數(shù)由0.3%增加至0.4%時，Q-P馬氏體鋼的抗沖擊磨料磨損性能降低約7%.這主要是因為碳含量的增加導(dǎo)致基體組織中碳化物的析出.碳化物加劇了磨痕亞表層疲勞裂紋的萌生及擴展，進而降低材料的抗沖擊磨料磨損性能.磨痕亞表層形貌的演變過程示意圖如圖9所示，由圖9可知，(1)在摩擦熱和應(yīng)力的作用下，磨痕表面形成1層由數(shù)百納米大小α相等軸晶粒組成的形變層；(2)隨著應(yīng)變的進一步累積，疲勞裂紋在形變層/基體層界面萌生擴展；(3)當形變層厚度增加時，裂紋被保留在形變層內(nèi)部.

Fig.8 The characterization of deformed layer in C3 worn subsurface: (a) the bright field image of TEM;(b) the selected area diffraction pattern圖8 C3磨損面亞表層形變層組織表征：(a)TEM明場照片；(b)選區(qū)衍射花樣

Fig.9 Schematic diagram of microstructural evolution in the worn subsurface圖9 磨損面亞表層結(jié)構(gòu)的演變過程示意圖

4 結(jié)論

a.Q-P馬氏體鋼的碳質(zhì)量分數(shù)由0.3%增加至0.4%，其抗沖擊磨料磨損性能降低約7%.

b.沖擊磨料磨損過程中，Q-P馬氏體鋼的材料流失主要為磨料的犁削和疲勞剝落.

c.沖擊磨料磨損過程中，磨損面亞表層形變層內(nèi)發(fā)生板條組織納米化、殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變等行為，使得形變組織與基體組織兩者間微觀結(jié)構(gòu)及硬度不同，再加上難以變形的硬質(zhì)碳化物，導(dǎo)致形變層/基體層界面萌生疲勞裂紋，并發(fā)生擴展.

d.隨碳含量的增加，碳化物從Q-P馬氏體鋼基體中析出，加劇了沖擊磨料磨損過程中疲勞裂紋的萌生及擴展，最終導(dǎo)致材料抗沖擊磨料磨損性能降低.