梁賢淑 郭亞非 晉帥勇 王敬偉 張艷召
(1.河南省大型鑄鍛件工程技術(shù)研究中心,河南洛陽 471039;2.中信重工機(jī)械股份有限公司,河南洛陽 471039)
ZGMn13鋼零件在較大沖擊力或摩擦力的作用下會(huì)產(chǎn)生加工硬化,表面硬度和耐磨性提高,在機(jī)械、水泥、礦山、煤炭等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[1-5]。該鋼的鑄態(tài)組織為奧氏體和碳化物,經(jīng)過水韌處理后,碳化物基本溶解于奧氏體,具有較好的塑性和韌性[6]。張福全等[7]研究表明,ZGMn13鋼的強(qiáng)化是加工硬化所致。張宇斌[8]研究發(fā)現(xiàn),形變孿晶和高密度位錯(cuò)使ZGMn13鋼熱軋薄板發(fā)生強(qiáng)化。
沖擊載荷不大時(shí),ZGMn13鋼不能充分硬化,表面易在磨料的沖擊和切割作用下發(fā)生剪切破壞,耐磨性較差。近年來的研究表明,改進(jìn)成分設(shè)計(jì)、優(yōu)化鑄造工藝、表面合金化、形變強(qiáng)化和爆炸處理等能在一定程度上改善高錳鋼的耐磨性。
本文研究了時(shí)效溫度對(duì)ZGMn13鋼微觀組織、沖擊韌性和耐沖擊磨料磨損性能的影響,可為ZGMn13鋼的性能優(yōu)化提供數(shù)據(jù)支撐。
試驗(yàn)材料為鑄態(tài)ZGMn13鋼試板,其化學(xué)成分如表1所示。將試板以80~120℃/h的速度加熱到1 050℃保溫4 h水冷即水韌處理,然后進(jìn)行不同工藝的時(shí)效處理。時(shí)效溫度分別為200、250、300、350、400、425、450、475和500℃,時(shí)效時(shí)間分別為2、6和10 h,出爐后空冷。
表1 試驗(yàn)用ZGMn13鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the investigated ZGMn13 steel(mass fraction)%
采用蔡司倒置式光學(xué)顯微鏡和KYKY2800B型掃描電子顯微鏡(SEM,scanningelectronmicroscope)進(jìn)行金相檢驗(yàn),腐蝕劑采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液;采用華銀HB-300B型臺(tái)式布氏硬度計(jì)測(cè)試硬度;采用JB-30B型沖擊試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)沖擊韌性;采用MLD-10型動(dòng)載磨料磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊磨損試驗(yàn),試驗(yàn)力100 N,試驗(yàn)時(shí)間1 h。
不同工藝時(shí)效的ZGMn13鋼的顯微組織如圖1所示。圖1表明:在200和400℃分別時(shí)效2、6和10 h及450℃時(shí)效2 h的鋼均無碳化物析出;450℃時(shí)效6 h的鋼晶界析出了針狀碳化物,時(shí)效10 h的鋼碳化物含量顯著增多;500℃時(shí)效不同時(shí)間的鋼中均出現(xiàn)了針狀碳化物,碳化物的析出量隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而增加。
圖1 在不同溫度時(shí)效不同時(shí)間的ZGMn13鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the ZGMn13 steel aged at different temperatures for different times
500℃時(shí)效6 h的ZGMn13鋼的SEM形貌如圖2所示。圖2表明,碳化物呈針狀、網(wǎng)狀,分布在晶界;能譜分析顯示,該碳化物含C、Fe和Mn。根據(jù)圖3所示的Fe-Mn-C三元系相圖(Mn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為13%)[9],ZGMn13鋼晶界的碳化物為(Fe,Mn)3C。熊運(yùn)霞[10]研究表明,ZGMn13鋼的室溫組織為奧氏體基體、碳化物和珠光體。
圖2 在500℃時(shí)效6 h的鋼的SEM形貌(a,b)和能譜分析(c)Fig.2 SEM morphologies(a,b)and energy spectrum analysis(c)for the steel aged at 500℃for 6 h
圖3 Fe-Mn-C三元系相圖[9]Fig.3 Fe-Mn-C tenary system phase diagram[9]
根據(jù)GB/T 13925—2010《鑄造高錳鋼金相》對(duì)碳化物進(jìn)行評(píng)級(jí),結(jié)果如圖4所示。這與鋼的組織特征相吻合,即200~400℃時(shí)效2、6和10 h的鋼均無碳化物析出。400℃以上溫度時(shí)效的鋼,逐漸有碳化物析出。425℃時(shí)效10 h、450℃時(shí)效6 h和500℃時(shí)效2 h的鋼析出的碳化物最多,評(píng)級(jí)達(dá)到7級(jí)。
圖4 ZGMn13鋼碳化物級(jí)別隨時(shí)效溫度和時(shí)間的變化Fig.4 Carbide grade as a function of aging temperature and time at temperature for the ZGMn13 steel
圖5為時(shí)效工藝對(duì)ZGMn13鋼硬度的影響。由圖5可知,隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),低于400℃時(shí)效的鋼,隨著時(shí)效溫度的提高硬度提高,400℃時(shí)效的鋼硬度下降,425℃時(shí)效的鋼硬度最低,更高溫度時(shí)效的鋼硬度急劇升高。
圖5 時(shí)效處理對(duì)ZGMn13鋼硬度的影響Fig.5 Effect of the aging treatment on hardness of the ZGMn13 steel
隨著時(shí)效溫度的升高,鋼的沖擊韌性先升高后下降(圖6),350℃時(shí)效的鋼沖擊韌性最高,400℃時(shí)效的鋼略有下降,隨后顯著降低。低于400℃時(shí)效的鋼,晶界僅析出細(xì)小彌散的碳化物,對(duì)沖擊韌性的影響不大;高于400℃時(shí)效的鋼,晶界有針狀碳化物析出,將嚴(yán)重影響材料的沖擊韌性;500℃時(shí)效的鋼有大量針狀碳化物析出,導(dǎo)致材料脆性顯著增大。
圖6 時(shí)效處理對(duì)ZGMn13鋼沖擊韌性的影響Fig.6 Effect of the aging treatment on impact toughness of the ZGMn13 steel
200℃時(shí)效6 h試樣沖擊磨損試驗(yàn)后的形貌如圖7所示。圖7圓圈所示區(qū)域?yàn)闆_擊磨損區(qū)域,試樣端部已經(jīng)變形,說明材料發(fā)生了一定的應(yīng)變。在不同溫度時(shí)效6 h試樣的沖擊磨損試驗(yàn)結(jié)果如表2和圖8所示,可以看出:未時(shí)效的鋼磨損率最高;在200~500℃時(shí)效的鋼,隨著時(shí)效溫度的升高,磨損率先減小后增大,400℃時(shí)效的鋼磨損率最小。水韌處理后,ZGMn13鋼晶內(nèi)和晶界的碳化物完全溶于基體,形成過飽和固溶體,獲得單一奧氏體組織,硬度較低。當(dāng)承受沖擊載荷時(shí),鋼的加工硬化效果不明顯,故未時(shí)效的鋼磨損率較高。400℃時(shí)效的鋼硬度略有升高,約220 HB,沖擊韌度良好,約226 J/cm2,較高硬度與良好韌性的結(jié)合是鋼的耐磨性改善的重要原因。
圖7 200℃時(shí)效6 h試樣沖擊磨損試驗(yàn)后的形貌Fig.7 Appearance of the specimen aged at 200℃for 6 h after impact wear test
圖8 時(shí)效溫度對(duì)ZGMn13鋼磨損率的影響Fig.8 Effect of the aging temperature on wear rate of the ZGMn13 steel
表2 不同溫度時(shí)效6 h試樣的沖擊磨損試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Results of the impact wear test for the specimens aged at different temperatures for 6 h
(1)隨著時(shí)效溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng),ZGMn13鋼中開始析出細(xì)小彌散的碳化物,硬度提高;425℃時(shí)效10 h、450℃時(shí)效6 h、500℃時(shí)效2 h的鋼析出的碳化物最多,評(píng)級(jí)達(dá)到了7級(jí)。
(2)隨著時(shí)效溫度的升高,鋼的沖擊韌性先升高后下降,350℃時(shí)效的鋼沖擊韌性最好,400℃時(shí)效的鋼略有下降;低于400℃時(shí)效的鋼僅晶界析出細(xì)小彌散的碳化物,對(duì)沖擊韌性的影響不大;高于400℃時(shí)效的鋼晶界析出針狀碳化物,沖擊韌性惡化。
(3)隨著時(shí)效溫度的升高,鋼的磨損率先下降后上升,400℃時(shí)效的鋼磨損率僅0.32%,即耐磨性最佳。400℃時(shí)效的鋼硬度較高、韌性較好,是鋼的耐磨性顯著改善的重要原因。