鄧玉榮　鄧想濤　吳昊　賈曄　王昭東

關鍵詞：耐磨鋼；TiC；相變行為；強韌性；微裂紋

0 前言

耐磨鋼在礦山、冶金機械等領域有著廣泛地應用。通常情況下，鋼的耐磨性與硬度成正比，但隨著硬度的增加，合金的成形性、焊接性和可加工性都有所下降。因此，在不增加硬度和不犧牲成形性的前提下改善低合金耐磨鋼的耐磨性具有重要意義。高硬度的第二相均勻分布在相對較軟的基體中能夠提高材料耐磨性，因此在普通耐磨鋼中引入碳化物或氧化物來提高材料耐磨性得到了科研工作者的廣泛關注。TiC具有高熔點、高硬度、化學穩(wěn)定性好以及與鐵基基體間良好的潤濕性等優(yōu)點，通過Ti合金化成分設計，TiC粒子能夠在鋼液凝固過程中形成，粒子的引入無需復雜的工序，同時能夠有效地提高耐磨鋼的耐磨性，因此被廣泛應用于耐磨鋼中。在外加載荷100 N的干磨損條件下，TiC粒子體積分數(shù)為14.8%的TiC顆粒增強高錳鋼基復合材料的干磨損性能是相同硬度下不含TiC粒子高錳鋼的

3.75倍。在低合金耐磨馬氏體鋼中引入均勻分布的微米級TiC粒子，同樣能夠大幅提高馬氏體耐磨鋼的抗磨粒磨損性能，在相同硬度下能夠將耐磨性能提高到常規(guī)低合金馬氏體耐磨鋼的1.5倍。

目前高鈦耐磨鋼中的微米級TiC粒子增強耐磨性這一方面已經(jīng)得到廣泛的研究和證實，然而高Ti含量對低合金耐磨鋼相變行為的影響研究相對較少。在Ti質量分數(shù)為0.5%的TiC增強型耐磨鋼中，提高耐磨性能的微米級TiC粒子主要是凝固末期從液相中析出的，凝固時形成的微米級TiC粒子會消耗基體中的C含量，導致材料的相變行為也會發(fā)生變化。此外，均勻分布于基體中的微米級TiC粒子硬度高且變形能力較差，對耐磨鋼的強韌性有較大的影響。為了研究微米級TiC顆粒對耐磨鋼相變行為及強韌性的影響，本文針對2種不同Ti含量的耐磨鋼，即0.018Ti和0.55Ti鋼，通過熱力學計算、顯微組織觀察、力學性能測試和斷口分析4個方面進行了系統(tǒng)地研究，討論了TiC的形成對高鈦耐磨鋼的相變溫度，組織以及強韌性產(chǎn)生影響的原因。

1 實驗材料及方法

實驗鋼的具體化學成分如表1所示，2種鋼分別為0.018Ti鋼和0.55Ti鋼。采用Thermo-Calc熱力學計算軟件及TFE7數(shù)據(jù)庫計算實驗鋼平衡態(tài)相圖。實驗鋼經(jīng)真空熔煉爐熔煉后鍛造成鍛坯。從鍛坯上取料并加工成尺寸為φ3 mm×10 mm的圓柱形靜態(tài)相變儀試樣，在試樣的一端中心打一個φ2 mm×2 mm的圓孔以焊接熱電偶，采用Formastor-FII全自動相變儀分別測定0.018Ti鋼和0.55Ti鋼的相變點溫度。相變點測定工藝為以20 ℃/s的速度升溫到550 ℃，之后以0.05 ℃/s升溫至950 ℃保溫1 min， 最后以40 ℃/s的速度冷卻至室溫。鍛坯于1 200 ℃保溫2 h， 之后經(jīng)過7道次熱軋，由100 mm軋至12 mm， 軋后空冷至室溫。熱軋后的實驗鋼采用淬火回火熱處理，根據(jù)2種鋼的Ac3溫度制定淬火工藝，其中0.018Ti鋼淬火溫度為910 ℃，0.55Ti鋼淬火溫度為930 ℃，保溫30 min， 回火溫度為200、250、300 ℃，保溫40 min。

實驗鋼經(jīng)過研磨、機械拋光后用4%（體積分數(shù)）的硝酸酒精溶液進行腐蝕，隨后采用ZEISS ULTRA 55型場發(fā)射掃描電鏡（field emission scanning electron microscopy， FE-SEM）進行微觀組織觀察，實驗電壓為15 kV。用KB3000BVRZ-SA硬度試驗機在10 kg載荷下測量維氏硬度，測量8次取平均值。按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》標準加工力學性能試樣，于鋼板1/2厚度位置處，垂直于軋制方向取φ5 mm棒狀拉伸樣品，標距為25 mm。在SANS5105萬能試驗機上檢測鋼板室溫力學性能，拉伸速度為1 mm/min。按照沖擊國標沿軋制方向加工V型缺口沖擊試樣（10 mm×10 mm×55 mm），每組各選取3個沖擊試樣分別在-40 ℃下保溫15 min， 之后在ZBC2452-B型擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行沖擊實驗，并采用ZEISS ULTRA 55型場發(fā)射掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌。

2 實驗結果與分析

2.1 熱力學計算

2種不同Ti含量實驗鋼平衡態(tài)相圖熱力學計算結果如圖1所示。圖1（a）是0.018Ti鋼平衡態(tài)相圖，該鋼的C質量分數(shù)為0.20%。在這個成分下，隨著溫度的降低鋼液中先析出的是δ鐵素體；溫度進一步降低發(fā)生L+δ→γ相的包晶反應生成奧氏體，包晶反應結束后仍殘留一定量的液相，這部分液相在隨后的冷卻過程中結晶成奧氏體，進入奧氏體單相區(qū)。圖1（b）是0.55Ti鋼平衡態(tài)相圖，在相同C含量下隨著溫度的降低鋼液中先析出的是δ鐵素體，隨后發(fā)生包晶反應生成奧氏體，并且伴有面心立方（face body center cubic， FCC）相的生成。液相完全耗盡后，進入奧氏體和FCC相雙相區(qū)。

圖1（c）中在1 462 ℃時有FCC相析出，對第二相析出物進行單點計算，得出結果如表2所示。根據(jù)計算結果顯示的第二相結構及成分可以確定該相為TiC。熱力學計算結果表明在0.55Ti鋼中TiC粒子在高于固相線溫度時就開始析出。TiC的析出消耗鋼液中C含量，C含量的降低使得共析點右移。在圖1（a）中，0.018Ti鋼的共析點C質量分數(shù)為0.729%，而在圖1（b）中，0.55Ti鋼的共析點C質量分數(shù)為0.859%，共析點C質量分數(shù)向右移動0.13%。

根據(jù)相變實驗結果繪制熱膨脹曲線，如圖2所示，并且利用切線法確定實驗鋼的相變溫度。圖2（a）是0.018Ti鋼熱膨脹曲線，實驗結果表明0.018Ti鋼的Ac1溫度為718 ℃，Ac3溫度為809 ℃。圖2（b）是0.55Ti鋼熱膨脹曲線，0.55Ti鋼的Ac1溫度為736 ℃，Ac3溫度為901 ℃。

強碳化物形成元素如V、Ti等與C有極強的親和力，形成穩(wěn)定的碳化物，溶解溫度較高。碳化物的形成會導致基體中固溶C含量降低，所以強碳化物形成元素會急劇提高Ac3點。表3所示就是理論上0.55Ti鋼在形成TiC粒子后奧氏體相的成分，基體中的C質量分數(shù)低至0.000 8。說明TiC粒子的形成確實從基體中奪去大部分C含量。根據(jù)Andrews給出的合金元素對Ac3點影響定量關系公式：

式（1）說明了Ti含量對Ac3溫度的影響較大，鋼中Ti含量增加能顯著提高Ac3溫度。實驗所得規(guī)律與該公式相符，0.55Ti鋼因為Ti含量較高導致其Ac3溫度比0.018Ti鋼升高92℃。

2.2 顯微組織隨回火溫度的變化

圖3和圖4分別給出了0.018Ti鋼和0.55Ti鋼在不同溫度下回火后的SEM像。實驗結果表明，0.018Ti鋼經(jīng)過200、250、300 ℃回火之后的組織均為典型的馬氏體組織。0.55Ti鋼經(jīng)過200、250、300 ℃回火之后的組織為貝氏體組織加少量的馬氏體，貝氏體為過冷奧氏體中溫轉變產(chǎn)物，是鐵素體和碳化物的混合組織，0.55Ti鋼中貝氏體為板條狀貝氏體和大塊狀的粒狀貝氏體。另外在0.55Ti鋼中還存在微米級析出相。

圖5 （a）是0.55Ti鋼中析出物的形貌及其能譜。實驗結果表明0.55Ti鋼基體上面分布著大量各種形態(tài)的粒子，粒子的尺寸大部分為微米級，還有小部分為亞微米級。這些微米級顆粒是凝固末期中形成的液析TiC粒子，亞微米級顆粒是在熱處理過程中溶解和再沉淀的新型TiC顆粒。粒子形態(tài)多樣，包括短棒狀、長方體狀、粒狀和多邊形顆粒，其中粒狀粒子數(shù)量較多。通過Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計得到微米級TiC粒子的數(shù)量和尺寸，統(tǒng)計粒子總數(shù)為189，TiC顆粒尺寸分布如圖5（b）所示。0.55Ti鋼中的TiC粒子等效直徑主要分布在1～3 μm范圍內。析出物的成分見表4，粒子中Ti和C的原子數(shù)分數(shù)分別為41.47%和56.24%，Ti/C原子數(shù)比約為0.737，由析出物能譜和元素成分可以斷定該粒子的成分為TiC。TiC的形成消耗了基體中固溶C的含量，降低了鋼的淬透性，因此0.55Ti鋼組織為貝氏體組織加少量馬氏體組織。

2.3 力學性能測試

表5是0.018Ti鋼和0.55Ti鋼回火之后的力學性能。實驗結果表明0.018Ti鋼在200 ℃回火時綜合力學性能最佳，屈服強度達到了1 274 MPa， 抗拉強度達到1 542 MPa， 伸長率為10.5%；0.55Ti鋼同樣在200 ℃回火時綜合力學性能最佳，屈服強度達到了988 MPa， 抗拉強度達到1 120 MPa， 伸長率為10%。在相同回火工藝下，0.018Ti鋼的硬度要高于0.55Ti鋼，0.018Ti鋼的最高硬度值要比0.55Ti鋼的最高硬度值大99.4HV左右，而兩者斷后伸長率相差不大。0.018Ti鋼和0.55Ti鋼的工程應力-應變曲線如圖6所示，0.018Ti鋼在不同的回火溫度下，抗拉強度隨著回火溫度升高而降低；0.55Ti鋼的強度幾乎不隨回火溫度的升高而降低。在相同回火工藝下，0.018Ti鋼的屈服強度和抗拉強度均高于0.55Ti鋼。

圖7為實驗鋼在-40 ℃下夏比沖擊實驗的結果。實驗結果表明，隨著回火溫度的提高，2種實驗鋼沖擊吸收能量均逐漸降低?；鼗饻囟葹?00 ℃時，2種實驗鋼沖擊吸收能量均最高，其中，0.018Ti鋼-40 ℃沖擊吸收能量達到了40 J；0.55Ti鋼-40 ℃沖擊吸收能量為38 J，明顯低于0.018Ti鋼。在回火溫度為250、300 ℃時，0.55Ti鋼的沖擊吸收能量均低于0.018Ti鋼。在回火條件下，相比于0.018Ti鋼，0.55Ti鋼抗拉強度較低。強度降低的條件下，0.55Ti鋼的沖擊吸收能量相比于0.018Ti鋼無明顯提高，甚至出現(xiàn)了降低，實驗結果表明微米級TiC粒子對耐磨鋼力學性能有著重要的影響。

2.4 TiC粒子對力學性能的影響

通常情況下，結構材料的強度和韌性是相互矛盾的，提高材料的強度就會損害其韌性。而實驗鋼中0.018Ti鋼不僅抗拉強度比0.55Ti鋼要高400 MPa左右，韌性也相對較高，這與強韌性的一般規(guī)律是矛盾的。強化鋼鐵材料的手段通常有形變強化、固溶強化、細晶強化、析出強化。Ti在鋼中的固溶度很小，基本不能產(chǎn)生固溶強化作用，它的強化作用主要體現(xiàn)在細晶強化和析出強化。鋼中的Ti元素與C元素有很強的結合能力，因此在鋼中Ti大多以析出相的形式存在，納米級的TiC或Ti（C，N）粒子能在加熱和熱軋過程中阻礙奧氏體晶粒長大，延緩奧氏體再結晶。并且在冷卻過程中彌散析出的TiC粒子能夠起到析出強化的作用。但是0.55Ti鋼中含有大量的Ti元素，生成的TiC粒子多為微米級和亞微米級，粒子尺寸較大，因此0.55Ti鋼中微米級TiC粒子對提高材料強度的效果十分有限，Ti元素的細晶強化和析出強化作用很低。

0.55Ti鋼熱力學計算結果表明，0.55Ti鋼中大量生成的TiC粒子，會消耗鋼液中C含量，使得高溫狀態(tài)下奧氏體中的固溶C含量降低，因此C元素的固溶強化效果降低。C含量的降低對0.55Ti鋼的相變行為有著重要的影響，奧氏體中較低的固溶C含量使得0.55Ti鋼淬透性下降，過冷奧氏體無法全部轉變?yōu)镃含量較高的馬氏體，而大部分轉變?yōu)樨愂象w，組織的差異導致了力學性能的不同。因此在C元素的固溶強化效果降低和基體組織變化這兩者的共同作用下，0.55Ti鋼的屈服強度和抗拉強度相對于0.018Ti鋼有所下降。

0.55Ti鋼中大量存在的微米級TiC粒子對材料的沖擊韌性也會有重要的影響，圖8和圖9分別是0.018Ti鋼和0.55Ti鋼在不同回火溫度下的沖擊斷口宏觀形貌，實驗結果表明隨著回火溫度的升高，2種鋼的剪切唇的面積都是逐漸減小的。這與2種鋼的沖擊吸收能量隨著回火溫度的升高而降低的規(guī)律是相同的。并且0.55Ti鋼在-40 ℃溫度下的沖擊功要比0.018Ti鋼小，其剪切唇面積也小于0.018鋼的剪切唇面積，斷口宏觀形貌結果也印證了0.55Ti鋼的沖擊韌性比0.018Ti鋼差。

圖10是0.018Ti鋼和0.55Ti鋼在不同回火溫度下的沖擊斷口裂紋起源區(qū)的微觀形貌。沖擊斷口形貌表明0.018Ti鋼沖擊斷口在裂紋形核區(qū)分布大量韌窩，且韌窩向裂紋擴展方向拉長。而0.55Ti鋼的韌窩深度及尺寸相對較大，數(shù)量較少，并且圖10（e）和圖10（f）中可以明顯觀察到韌窩底部粒子的殘留，部分韌窩坑底能夠明顯觀察到破碎的粒子，結果表明0.55Ti鋼中微米級TiC粒子能夠促進沖擊微裂紋形核。圖11是0.018Ti鋼和0.55Ti鋼在不同回火溫度下的沖擊斷口裂紋擴展區(qū)的微觀形貌。0.018Ti鋼和0.55Ti鋼的裂紋擴展區(qū)均呈現(xiàn)出準解理斷裂，可以看到明顯的撕裂棱。

為進一步研究0.55Ti鋼中微米級TiC粒子對微裂紋形核的影響，對其沖擊斷口形貌及裂紋擴展進一步研究。圖12是0.55Ti鋼回火沖擊斷口韌窩中粒子的形貌和EDS分析。該粒子的EDS分析結果表明，沖擊斷口韌窩內為Ti（C，N）粒子，粒子尺寸為微米級。圖12中所示韌窩底部的Ti（C，N）粒子與基體界面位置處為裂紋形核位置，能夠明顯地看出粒子與基體界面分離，此外微裂紋在界面位置處形核并隨后在內部沿不同方向進行擴展，穿過整個Ti（C，N）粒子形成放射狀裂紋。由于Ti（C，N）粒子為硬質第二相粒子，其硬度比材料基體要大得多[30]，當在外力作用下產(chǎn)生塑性變形時，粒子與基體變形不協(xié)調，Ti（C，N）粒子阻礙塑性變形，在粒子與基體交界的地方形成應力集中。當應力集中達到一定的強度時，會造成粒子與基體脫離或者粒子自身斷裂，形成微裂紋。根據(jù)Griffith微裂紋理論，材料中總存在許多細小的裂紋或缺陷，在外力作用下，這些裂紋和缺陷附近就會產(chǎn)生應力集中現(xiàn)象，當應力達到一定程度時，裂紋就開始擴展而導致斷裂。在沖擊斷裂過程中，0.55Ti鋼中存在的微米級粒子相當于材料本身存在的缺陷，能夠促進微裂紋的形核，導致材料沖擊韌性降低。

圖13是0.55Ti鋼回火后沖擊斷口裂紋擴展形貌。實驗結果表明在0.55Ti鋼沖擊裂紋擴展過程中，微米級TiC粒子尖端與基體交界處發(fā)生斷裂。由于微米級TiC粒子多為短棒狀或多邊形，粒子尖端處在受到外力時更容易受力不均勻，從而造成應力集中。在應力的作用下，粒子尖端處與基體界面發(fā)生分離，促進沖擊斷裂時微裂紋的形核，因此0.55Ti鋼中微米級粒子作為鋼中微裂紋的形核點，促進了微裂紋的形核，降低了0.55Ti鋼的低溫沖擊韌性，導致0.55Ti鋼的沖擊韌性低于0.018Ti鋼。

3 結論

（1）0.55Ti鋼中的Ti元素對相變行為有重要的影響，導致0.55Ti鋼的Ac3溫度比0.018Ti鋼的Ac3溫度高92 ℃。同時0.55Ti鋼高Ti合金元素的成分設計，導致大量微米級TiC粒子及Ti（C，N）形成，降低基體中固溶C含量，導致0.55Ti鋼淬透性降低，相同冷速下組織為貝氏體加少量馬氏體，而0.018Ti鋼組織為馬氏體。

（2）高Ti耐磨鋼中存在的微米級TiC粒子強化作用較低，TiC粒子的形成降低了C元素的固溶強化作用，同時導致組織的改變，使得0.55Ti鋼抗拉強度及屈服強度均低于相同回火工藝下的0.018Ti鋼。

（3）微米級TiC粒子和Ti（C，N）粒子作為沖擊斷裂時微裂紋的形核點，能夠促進微裂紋的形核，降低鋼的韌性，導致200 ℃相同回火工藝下0.55Ti鋼強度下降的同時，韌性略低于0.018Ti鋼。

摘自《鋼鐵研究學報》2023年第3期