趙映輝, 孫群峰, 劉 超, 劉安民

(1.衡陽華菱鋼管有限公司, 衡陽 421001; 2.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 沈陽 110819; 3.湖南工學(xué)院, 衡陽 421002)

隨著工業(yè)經(jīng)濟(jì)的發(fā)展,陸地金屬礦產(chǎn)資源日益枯竭,深海采礦作為未來資源發(fā)展的重要方向,得到了國內(nèi)外的廣泛關(guān)注。近年來,深海采礦技術(shù)中采礦車設(shè)計、泵體研究等方面快速發(fā)展。揚(yáng)礦管是深海采礦系統(tǒng)的重要組成部分,其長期在海洋環(huán)境下工作,受到風(fēng)、波、流等復(fù)雜應(yīng)力的作用,因此要求其材料具有優(yōu)異的抗疲勞性能、耐海水腐蝕性能和力學(xué)性能等[1-3]。C110鋼具有高強(qiáng)度、耐腐蝕的優(yōu)越特性,是深海采礦揚(yáng)礦管的選用材料之一[4-5]。

深海采礦揚(yáng)礦管主要輸送海水、礦石和泥沙的固液混合物,管內(nèi)壁與礦石、泥沙等不斷發(fā)生碰撞,對其表面耐磨性有較高的要求。近年來,國內(nèi)外專家學(xué)者對套管鋼、管線鋼的摩擦磨損行為進(jìn)行了一系列研究。田昊等[6]研究了軋制工藝對管線鋼耐磨性能的影響,姜金星等[7]研究了C、Cr、Mo等元素對X70管線鋼耐磨性能的影響,張季惠等[8]對X80管線鋼的干式摩擦磨損行為進(jìn)行了初步探討,OKONKWO等[9]對X42管線鋼的沖蝕磨損行為進(jìn)行了研究。這些研究主要集中在X70、X80等低鋼級管線鋼,對以C110鋼為代表的高鋼級套管鋼、管線鋼摩擦磨損行為的研究尚處在起步階段,對于提升高鋼級套管鋼、管線鋼耐磨性方面的研究很少。相關(guān)研究表明[10-12],多次調(diào)質(zhì)可以降低殘余奧氏體含量,獲得細(xì)小的等軸晶粒和細(xì)化組織,在不降低材料塑性的情況下提升材料的硬度和低溫力學(xué)性能。

筆者以C110鋼為研究對象,對其進(jìn)行不同循環(huán)次數(shù)的調(diào)質(zhì)處理,然后研究C110鋼的顯微組織、表面硬度和摩擦磨損行為,分析多次調(diào)質(zhì)處理工藝下C110鋼組織和耐磨性能演變的機(jī)制,獲得了最佳的熱處理工藝。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗所用材料為筆者公司生產(chǎn)的C110級熱軋無縫鋼管,鋼管外徑為273 mm,壁厚為12.57 mm,其化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗用C110鋼的化學(xué)成分 %

1.2 試驗方法

從C110鋼管上截取4個長度為300 mm、寬度為100 mm的試樣,分別編號為試樣1～4。在箱式電阻爐中對試樣進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理,調(diào)質(zhì)工藝曲線如圖1所示。固溶溫度為930 ℃,保溫時間為30 min,水淬至室溫,回火溫度為710 ℃,保溫時間為90 min,再空冷到室溫。將試樣1～4分別按該調(diào)質(zhì)處理工藝制度進(jìn)行1～4次循環(huán)處理。

圖1 C110鋼調(diào)質(zhì)處理工藝曲線

采用線切割方法截取金相試樣,將試樣進(jìn)行磨制、拋光、腐蝕處理,然后用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡(SEM)對其微觀形貌進(jìn)行觀察。

采用數(shù)顯顯微硬度計測試試樣的洛氏硬度,載荷為1 470 N,載荷時間為5 s,每個試樣取5個點進(jìn)行測試,以獲得其硬度平均值。

在摩擦磨損試驗機(jī)上進(jìn)行試驗,采用球-盤摩擦方式。將試樣加工成尺寸為30 mm×8 mm(直徑×厚度)的圓盤,用砂紙預(yù)磨試樣端面,使用超聲波清洗試樣,采用冷風(fēng)充分干燥試樣,使用分析天平稱量試樣的質(zhì)量。摩擦磨損試驗載荷為25 N,磨球為鎢鋼球,滑動速率為100 mm/s,試驗結(jié)束后,超聲清洗試樣并烘干,稱量試樣的質(zhì)量,并觀察其表面形貌。

2 試驗結(jié)果

2.1 金相檢驗

試樣1～4的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知:經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理后,C110鋼的組織均為典型的回火索氏體,沒有大尺寸的夾雜物或析出相;試樣1的晶粒尺寸較大,且大小不一,析出大量的第二相,主要分布在晶界邊緣和鐵素體板條之間,板條形狀明顯;試樣2的晶粒明顯細(xì)化,組織細(xì)小而均勻,板條發(fā)生解體,存在較多細(xì)小的等軸晶粒組織,但仍有部分殘余的馬氏體板條,第二相主要分布在殘余馬氏體板條邊界和等軸晶粒邊緣部位;隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)進(jìn)一步增加,試樣3和試樣4的組織進(jìn)一步細(xì)化,晶粒細(xì)化效果與試樣2相差不大,試樣3和試樣4原有的板條組織完全消失,基體組織為等軸晶粒,第二相均勻分布在整個基體中。

圖2 試樣1～4的顯微組織形貌

2.2 SEM分析

試樣1～4的SEM形貌如圖3所示。由圖3可知:試樣1～4組織中深色部分均為基體α-Fe相,淺色部分均為第二相,且試樣1～4中均不存在大尺寸第二相夾雜,而是在基體中分布著一系列小而彌散的第二相;試樣1的第二相尺寸細(xì)小,且明顯沿板條分布;試樣2的第二相尺寸明顯增大,數(shù)量有所減少,第二相主要分布在新形成的等軸晶粒邊緣和未分解的原馬氏體板條邊緣處,少量第二相分布在等軸晶粒內(nèi)部;試樣3和試樣4的組織相似,均由大量尺寸細(xì)小的等軸晶粒組成,原有的馬氏體板條已完全消失,第二相分布較為均勻,在晶界和晶內(nèi)均有分布,晶界處略多于晶內(nèi),第二相開始聚集、長大。

2.3 硬度測試

試樣1～4的硬度變化曲線如圖4所示。由圖4可知:隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)的增加,試樣的硬度呈先升高后降低的趨勢;試樣2的硬度最高,為24.3 HRC,試樣4的硬度最低,為20.4 HRC。

2.4 摩擦磨損試驗

經(jīng)摩擦磨損試驗后試樣1～4的失重變化曲線如圖5所示。由圖5可知:隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)的增加,試樣的質(zhì)量呈先減小后增大的趨勢,試樣2的耐磨性最好,其失重1.5 mg,略低于試樣1的失重;當(dāng)調(diào)質(zhì)次數(shù)進(jìn)一步增加時,試樣3和試樣4的耐磨性顯著變差,試樣3和試樣4分別失重2.4,2.7 mg。

圖5 試樣1～4的失重變化曲線

經(jīng)摩擦磨損試驗后試樣1～4的SEM形貌如圖6所示。由圖6可知:試樣1和試樣2的磨損面上均可見沿磨損方向平行分布的犁槽,且磨損面上均有少量疲勞裂紋和小型凹坑,分布在犁槽末端,數(shù)量較少,所占面積較小;試樣3和試樣4的磨損面上均未見明顯的犁槽,磨損面上均有大量的疲勞裂紋和剝落凹坑,凹坑尺寸顯著增大,所占面積較大。說明試樣1和試樣2主要發(fā)生了磨粒磨損,硬度較高的第二相顆粒被壓入基體,與基體產(chǎn)生相對滑動,對材料切削的同時使材料發(fā)生微觀塑性變形。隨著第二相顆粒的移動,材料不斷堆積,或者是遇到另外的第二相硬質(zhì)顆粒,阻力變大,第二相顆粒周圍的材料反復(fù)發(fā)生塑性變形,產(chǎn)生微裂紋,最終因為疲勞而脫落,形成凹坑。試樣3和試樣4主要發(fā)生了疲勞磨損,其第二相尺寸較大,不易與基體產(chǎn)生相對滑動,第二相顆粒附近應(yīng)力集中,材料產(chǎn)生裂紋并最終發(fā)生片狀剝落。

圖6 經(jīng)摩擦磨損試驗后試樣1～4的SEM形貌

3 綜合分析

C110鋼經(jīng)第1次調(diào)質(zhì)后,基體中析出碳化物,并聚集呈球粒狀,彌散分布在晶內(nèi)和晶界處,與α-Fe固溶體形成回火索氏體。C110鋼經(jīng)第2次調(diào)質(zhì)后,在淬火加熱過程中,第1次調(diào)質(zhì)析出的細(xì)小顆粒狀碳化物為第二相質(zhì)點,可以阻礙晶界的遷移長大,促進(jìn)晶粒細(xì)化。此外,淬火冷卻過程中會發(fā)生形核和核心長大,細(xì)小顆粒狀碳化物可以作為形核核心,進(jìn)行形核和核心長大,在原始晶粒中形成多個細(xì)小的晶粒,晶粒得到細(xì)化。C110鋼經(jīng)第3次和第4次調(diào)質(zhì)后,由于晶粒本身尺寸較小,第二相質(zhì)點阻礙晶界遷移長大的效果不明顯,晶粒細(xì)化效果也變得不明顯。另一方面,隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)的增加,總回火時間顯著延長,材料長期處于高溫下,隨著溫度的升高,不穩(wěn)定、曲率半徑較小的滲碳體重熔于α-Fe固溶體,而較穩(wěn)定、曲率半徑較大的滲碳體進(jìn)一步長大,在第二相總量基本不變的情況下,第二相的數(shù)量減少而單個顆粒尺寸增大。

材料硬度受晶粒尺寸的影響,晶粒尺寸越大,材料的硬度越低,調(diào)質(zhì)次數(shù)越多,晶粒細(xì)化導(dǎo)致的硬度強(qiáng)化效果越明顯。另一方面,隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)的增加,產(chǎn)生粗化現(xiàn)象的第二相顆粒數(shù)量減少,顆粒尺寸增大,第二相強(qiáng)化效果減弱,導(dǎo)致材料的硬度下降,在兩者的共同作用下,材料發(fā)生硬度先升高后降低的現(xiàn)象。

試樣1和試樣2的第二相尺寸較小,主要發(fā)生了磨粒磨損,硬度較高的第二相顆粒被壓入基體,與基體產(chǎn)生相對滑動,使材料產(chǎn)生應(yīng)力集中,最終材料因疲勞而發(fā)生脫落。隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)的增加,試樣第二相尺寸較大,不易滑動,第二相顆粒附近存在應(yīng)力集中,最終導(dǎo)致材料發(fā)生片狀剝落,且剝落的片層較大。因此隨著C110鋼調(diào)質(zhì)次數(shù)不同,試樣的耐磨性有明顯差異。

綜上所述,隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)增加,C110鋼晶粒細(xì)化,但是細(xì)化效果越來越不明顯,材料的第二相粗化,數(shù)量減少,顆粒尺寸增大,C110鋼經(jīng)二次調(diào)質(zhì)處理后,試樣的晶粒尺寸較小,第二相彌散分布,尺寸細(xì)小,材料的硬度最高、耐磨性能最好。

4 結(jié)論

(1) 經(jīng)不同次數(shù)的調(diào)質(zhì)處理后,C110鋼均獲得了回火索氏體,隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)的增加,C110鋼晶粒細(xì)化,第二相出現(xiàn)粗化現(xiàn)象,數(shù)量減少,顆粒尺寸增大。

(2) 經(jīng)不同次數(shù)的調(diào)質(zhì)處理后,C110鋼硬度受到細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化的共同影響,隨著調(diào)質(zhì)次數(shù)的增加,C110鋼的硬度先升高后降低。C110鋼的耐磨性能受到強(qiáng)度的影響顯著,當(dāng)材料的第二相尺寸較小時,材料主要發(fā)生磨粒磨損,偶爾會發(fā)生小尺寸的疲勞剝落;當(dāng)?shù)诙喑叽巛^大時,材料主要發(fā)生較大尺寸的疲勞剝落磨損。

(3) 經(jīng)二次調(diào)質(zhì)處理后,C110鋼的晶粒較為細(xì)小,第二相的粗化現(xiàn)象不明顯,材料的硬度最高、耐磨性能最好。