Nb和Mo對礦用磨球用鋼微結構和相變的影響

許 峰， 陳 前， 林芷民， 成 浩， 管怡杰， 陸凱健

(1. 常熟理工學院 汽車工程學院， 江蘇 常熟 215500；2. 蘇州大學 機電工程學院， 江蘇 蘇州 215021)

耐磨鋼球用于粉碎球磨機中物料，是球磨機中使用消耗最大的易耗件，廣泛應用于礦山、化工、建材、冶金等行業(yè)，國內每年消耗量高達數百萬噸以上[1-4]。因此，如何提高磨球的使用壽命，降低其生產成本，也成為國內外專家和企業(yè)的研究重點。

目前磨球材料從低合金鋼、中鉻及高鉻鋼、高碳低合金鋼發(fā)展到貝氏體鋼，通過添加合金元素，提高產品的淬透性能和硬度。貝氏體組織是一種介于高溫珠光體轉變和低溫馬氏體轉變之間的相變產物，具有半擴散和切變特點。貝氏體鋼磨球可空冷自硬，性能優(yōu)異，淬透性和韌性匹配更佳，生產工藝簡單，成本低。方鴻生等[5]在最早的Mo-B系空冷貝氏體鋼基礎上，開發(fā)出Mn-B系空冷貝氏體鋼，減少了Mo元素的使用量，降低了原料成本。李鳳照等[6]使用Si、Mn元素微合金化變質處理，制備出馬氏體/貝氏體雙相鋼，通過細晶強化和彌散強化來提高材料的強韌、耐磨性能。包喜榮等[7]在貝氏體鋼中設計添加Cr、Mo等元素和La稀土元素，以提高淬透性。吉光等[8-9]在高碳耐磨鋼球中添加少量Nb元素，抑制奧氏體晶粒長大，提高強度和塑性。這些研究均表明，在鋼中添加Nb、Mo、Ti、V等一種或者多種微合金元素，借助細晶強化、沉淀強化和固溶強化可實現鋼材強度的提高[10-13]。本文針對磨球用鋼分別添加Nb、Mo合金元素，研究其在熱處理過程中對微結構演變、析出物析出和相轉變溫度的影響，為產品性能改進和生產工藝優(yōu)化提供借鑒。

1 試驗材料與方法

試驗材料取自某公司試生產的原材料，其化學成分如表1所示。A試驗鋼和B試驗鋼分別添加了0.051% 和0.079%的Nb和Mo元素，其它元素含量基本相近。不同化學成分試驗鋼的初始奧氏體晶粒如圖1 所示，使用EBSD技術對A、B和C試驗鋼大角晶界進行表征，表明其原奧氏體晶粒均為等軸晶，平均晶粒尺寸分別為24.0、25.4和24.4 μm。

表1 試驗鋼的化學成分 (質量分數，%)

圖1 試驗鋼的原始顯微組織

試驗鋼球生產工藝流程為：下料→保溫(1150 ℃)→軋制→空冷→余溫淬火→回火，制成直徑φ85 mm的鋼球。使用線切割將試樣加工成φ5 mm×3 mm的圓柱，待觀察表面拋光處理，其余表面除銹處理。為了模擬原材料在鋼球生產中的熱處理過程，使用VL2000DX型高溫激光共聚焦顯微鏡(HT-CLSM)動態(tài)原位觀察微結構演變。抽真空后通氬氣保護，試樣首先以300 ℃/min的速度快速升溫至1150 ℃保溫10 min，每隔5 min切換6個視場，獲得試樣表面不同位置圖像，觀察奧氏體晶粒長大過程，進行晶粒尺寸分析，計算奧氏體平均晶粒尺寸；隨后試樣以300 ℃/min的速度降溫至400 ℃，再以60 ℃/min的速度降溫至50 ℃，模擬企業(yè)生產中的升溫、降溫過程。同時通過原位觀察來分析降溫過程中貝氏體相變和馬氏體相變的連續(xù)轉變過程以及兩種相變開始溫度點。

對原始試樣和高溫原位觀察后的試樣，進行微結構和析出物表征，利用JSM-7001F場發(fā)射掃描電鏡進行微結構和電子背散射衍射(EBSD)分析，并采用HKL Channel 5軟件對數據進行處理。使用JMatPro軟件計算合金元素對析出物析出的影響。

2 結果與分析

2.1 熱力學平衡相圖計算

圖2為JMatPro軟件模擬計算A、B、C三種成分試驗鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變(CCT)曲線，冷卻速率范圍為0.2～20 ℃/s。如圖2(c)所示，未添加Nb和Mo元素時，貝氏體相變開始溫度(Bs)在390～415 ℃之間，冷速大于2 ℃/s后，貝氏體相變中止，馬氏體相變開始溫度(Ms)和終了溫度(Mf)分別為173 ℃和37 ℃。添加Nb元素后，見圖2(a)，Ms點和Mf點分別為198 ℃和65 ℃，在冷速大于2 ℃/s后，Bs點從420 ℃快速降低至313 ℃(5 ℃/s)，擴大了貝氏體轉變區(qū)。同樣，添加Mo元素后，見圖2(b)，Ms點和Mf點分別為181 ℃和46 ℃，在冷速大于2 ℃/s后，Bs點從415 ℃快速降低至283 ℃(5 ℃/s)，同樣擴大了貝氏體轉變區(qū)。

由圖2可知,Nb和Mo元素可以同時提高馬氏體轉變開始溫度和終了溫度，擴大冷速大于2 ℃/s后的貝氏體轉變區(qū)。在產品余溫淬火過程中，冷卻速度大于2 ℃/s，模擬結果表明，Nb和Mo元素的添加可以促進貝氏體的形成。以5 ℃/s冷速冷卻時，A和B試驗鋼的Ms點相比C試驗鋼分別提高了25 ℃和8 ℃，A試驗鋼的Bs點比B試驗鋼提高30 ℃。

圖2 試驗鋼的CCT曲線

圖3為3種合金成分試驗鋼熱力學平衡狀態(tài)下的析出相質量分數。在1150 ℃保溫時，3種試驗鋼中析出物類別均主要為M(C, N)和MnS，其平衡態(tài)的質量分數存在明顯差異。A鋼中析出物為0.0477%M(C, N)+0.0080%MnS，B鋼中析出物為0.0156%MnS，C鋼中析 出物為0.0042%MnS。如圖3(a)所示，添加的Nb元素在高溫段保溫時以Nb(C, N)相析出，彌散細小的析出物阻礙高溫奧氏體晶粒長大，可顯著細化原奧氏體晶粒。由圖3(b)可見，Mo元素的添加促進了MnS的析出，MnS的析出量從0.0042%增加到0.0156%，有利于細化原奧氏體晶粒。

圖3 熱力學平衡狀態(tài)下試驗鋼析出相質量分數

2.2 高溫激光共聚焦原位觀察

圖4為1150 ℃保溫過程中A鋼奧氏體晶粒長大過程原位觀察結果。試驗時間從開始試驗計時，在670 s左右達到1150 ℃，然后開始保溫10 min。1150 ℃高溫下，因奧氏體晶界處的缺陷較多，經高溫燒蝕作用形成凹痕，呈現出黑色晶界線，通過原位觀察不同保溫時間奧氏體晶粒，可以進行原始奧氏體晶粒長大行為分析。由圖4可見，試樣在1150 ℃保溫過程中隨保溫時間的延長，初始奧氏體晶粒發(fā)生明顯長大。

圖4 A鋼中奧氏體晶粒長大過程原位觀察

利用HT-CLSM原位觀察3種試驗鋼1150 ℃保溫10 min過程中奧氏體晶粒形貌，結果如表2所示。可見隨保溫時間延長，奧氏體晶粒平均尺寸逐漸長大。3種試驗鋼保溫10 min后，添加Nb元素的A鋼平均晶粒尺寸最小(38.8 μm)，見圖5(a)；添加Mo元素的B鋼次之，見圖5(b)；無添加的C鋼平均晶粒尺寸最大，可達74.1 μm，見圖5(c)。同時，原位觀察也發(fā)現較大尺寸的高溫奧氏體晶粒，在后期降溫過程中，發(fā)生貝氏體和馬氏體相變，奧氏體晶粒內部生成的鐵素體針和馬氏體片層長度也較大。這表明初始奧氏體晶粒的平均晶粒尺寸大小會影響相變后鐵素體針和馬氏體片層的尺寸，最終影響產品的硬度和強度。

圖5 試驗鋼1150 ℃保溫10 min后的晶粒形貌

表2 試驗鋼1150 ℃保溫過程中奧氏體平均晶粒尺寸(μm)

2.3 析出物分析

圖6為試驗鋼1150 ℃保溫10 min后的背散射電子像(BSE)圖像，由圖6可見析出物呈深色顆粒狀分布。影響晶粒長大的析出物尺寸通常在納米級別，因此將統(tǒng)計對象的尺寸范圍設定在50～500 nm。使用Feature夾雜物統(tǒng)計系統(tǒng)對試驗鋼進行析出物能譜類別鑒定和數量統(tǒng)計。結果表明，A鋼中析出物主要為Nb(C,N) 和MnS，析出物密度為21.63×108個/m2；B鋼中析出物主要為MnS和AlN，析出物密度為10.36×108個/m2；C鋼中析出物主要為MnS，析出物密度為7.01×108個/m2。結合原位觀察奧氏體晶粒尺寸統(tǒng)計結果(見表2)，可知Nb元素的添加顯著地增加了納米級析出物的數量，阻礙奧氏體晶粒長大，從而產生細晶強化和析出強化效果[14]；而添加Mo元素可少量增加納米級析出物的析出數量，對奧氏體晶粒長大起到一定的阻礙作用。

圖6 試驗鋼1150 ℃保溫10 min后的BSE圖像

2.4 相變開始溫度分析

由于貝氏體相變和馬氏體相變在原子擴散和切變機制上的不同，導致兩者相變速度差異很大，馬氏體相變速度遠遠高于貝氏體相變。通過原位觀察確定相變的起始區(qū)域和相變開始溫度，結果見圖7。如圖7所示，貝氏體相變時，鐵素體針從晶界處形核，向晶粒內部緩慢生長，可觀察到針狀生長過程；而馬氏體相變完全不同，依次在某個小區(qū)域范圍內以極短時間(1 s之內)完成整個微區(qū)的切變。

圖7 試驗鋼相變開始前后的原位觀察形貌

由圖7可見，A鋼貝氏體轉變開始點在397.3 ℃，Ms點在172.3 ℃；B鋼貝氏體轉變開始點在381.4 ℃，Ms點在155.7 ℃；C鋼貝氏體轉變開始點在406.0 ℃，Ms點在146.4 ℃。需要注意的是，高溫激光共聚焦原位觀察判斷貝氏體轉變開始點是以貝氏體中針狀片層剛開始出現生長的溫度作為開始溫度，與JMatPro軟件計算Bs點以1%貝氏體轉變量時的溫度為開始點不同，高溫激光共聚焦測量貝氏體轉變開始點相對偏高。

A鋼中貝氏體轉變面積分數為55%，Nb元素的添加顯著提高了馬氏體相變開始溫度，相比C鋼提高了25.9 ℃。同時，Nb(C, N)析出物細化奧氏體晶粒尺寸，馬氏體相變區(qū)域受到先發(fā)生的貝氏體轉變影響，生成的針狀鐵素體分割細化晶粒，導致馬氏體相變只能在較小區(qū)域內進行，從而限制了后生成馬氏體片層的長度，進一步細化了最終產品的組織。B鋼中貝氏體轉變面積分數為40%，Mo元素的添加將貝氏體轉變開始溫度比A鋼降低15.9 ℃，提高了馬氏體相變開始溫度，相比C鋼提高了9.3 ℃。C鋼中原奧氏體晶粒尺寸較大，貝氏體轉變面積分數僅24%，分割晶粒作用有限，導致馬氏體轉變的區(qū)域最大，生成的馬氏體片層長度遠遠高于A和B鋼(見圖7(i))，且馬氏體轉變開始溫度點也最低，不利于原奧氏體晶粒最終完全轉變?yōu)轳R氏體組織。試驗結果表明，Nb和Mo元素的添加均有利于擴大貝氏體轉變區(qū)，增加貝氏體轉變量，提高馬氏體轉變開始溫度，試驗結果很好地驗證了JMatPro軟件模擬計算結果。

3 結論

1) 添加Nb元素的試驗磨球用鋼原奧氏體平均晶粒尺寸最小，為38.8 μm；添加Mo元素的試驗鋼次之，無添加的試驗鋼平均晶粒尺寸最大，達74.1 μm。Nb元素的添加，使得試驗鋼在高溫段保溫時析出Nb(C, N)和MnS，顯著地增加了析出物的數量，密度達到21.63×108個/m2，彌散細小的析出物阻礙高溫奧氏體晶粒長大，從而細化原奧氏體晶粒尺寸。Mo元素的添加，使得試驗鋼析出MnS和AlN，少量增加析出物的數量，密度達到10.36×108個/m2，對奧氏體晶粒長大起到一定的阻礙作用。

2) Nb和Mo元素的添加，均有利于擴大試驗鋼貝氏體轉變區(qū)，增加貝氏體轉變量，提高馬氏體轉變開始溫度，試驗結果驗證了JMatPro軟件模擬計算結果。