奧氏體化溫度對鉻釩合金化高錳鋼組織和性能的影響

閆洪濤, 王永金, 劉丹丹, 齊海龍, 楊 光, 母 镕

(1. 鞍山鋼鐵集團(tuán)有限公司 東鞍山燒結(jié)廠, 遼寧 鞍山 114000; 2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 北京 100083)

高錳鋼是一種奧氏體鋼,因其良好的沖擊性能和優(yōu)異的加工硬化性能,被廣泛用作耐磨材料[1],在高應(yīng)力沖擊工況下具有明顯的優(yōu)勢,典型應(yīng)用包括球磨機(jī)、破碎機(jī)的襯板[2]、鐵路轍叉[3]等。但傳統(tǒng)高錳鋼存在初始屈服強(qiáng)度低、低應(yīng)力作用下加工硬化能力差等問題,無法滿足當(dāng)前工業(yè)發(fā)展中對材料高強(qiáng)韌性、高耐磨性的要求[4]。近年來國內(nèi)外的學(xué)者主要從添加合金元素[5-7]、調(diào)整熱處理工藝參數(shù)[8-9]、表面預(yù)變形[10-12]等方面進(jìn)行探索,以期提高高錳鋼的力學(xué)性能和耐磨性能。Cr是高錳鋼中最常見的合金元素,它的成本較低,加入鋼中可以顯著降低鋼的層錯能,促進(jìn)變形孿晶的形成,提高加工硬化速率[13]。V的加入,主要是細(xì)化奧氏體晶粒并起到沉淀強(qiáng)化作用,形成更多的耐磨質(zhì)點。合金元素的加入使得高錳鋼在鑄造過程中形成更多的碳化物,會損壞鋼的韌性,需制定合理的熱處理工藝參數(shù),使其獲得良好的綜合性能。本文主要設(shè)計了一種鉻釩合金化高錳鋼,探究了奧氏體化溫度對其顯微組織、力學(xué)性能、斷裂機(jī)制及耐磨性能的影響,確定了使鉻釩合金化高錳鋼獲得最佳綜合性能的奧氏體化溫度。

1 試驗材料與方法

試驗用鉻釩合金化高錳鋼采用真空感應(yīng)熔煉爐冶煉鑄造成25 kg鋼錠,依據(jù)ASTM E2209-13《火花原子發(fā)射光譜法分析高錳鋼的標(biāo)準(zhǔn)試驗方法》分析其化學(xué)成分,結(jié)果如表1所示。從鋼錠上切取多個25 mm×25 mm×70 mm的試樣,分別加熱到1070、1100、1130 ℃保溫1.5 h后,完全浸入水中進(jìn)行淬火冷卻到室溫。從不同奧氏體化溫度處理后的試驗鋼上切取金相試樣、拉伸試樣、U口沖擊試樣和沖擊磨料磨損試樣。

表1 試驗用鉻釩合金化高錳鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical composition of the tested chromium-vanadium alloyed high manganese steel (mass fraction, %)

金相試樣經(jīng)研磨、拋光后采用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精進(jìn)行侵蝕,用ZEISS Axio Cam MRc5光學(xué)顯微鏡和ZEISS EVO18掃描電鏡觀察其顯微組織。在CMT4105電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗,拉伸速率為10-3s-1。在擺錘式?jīng)_擊試驗機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗,試樣采用標(biāo)準(zhǔn)U型缺口,尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。用布氏硬度計進(jìn)行硬度測試,試驗用硬度計壓頭直徑為φ5 mm,壓力為750 N,保載時間為10 s。采用顯微維氏硬度計測量試樣截面的顯微硬度變化情況,試驗載荷砝碼為500 g,保載時間為15 s。拉伸、沖擊試驗分別依據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》和GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進(jìn)行。

在MLD-10型動載磨料磨損試驗機(jī)上進(jìn)行沖擊磨料磨損試驗,選用沖擊功分別為0.5、1.5、2.5和3.5 J。上試樣為試驗材料,尺寸為10 mm×10 mm×30 mm,表面磨光。下試樣為45鋼(淬火后)。試驗時,下試樣以200 r/min的速度旋轉(zhuǎn),上試樣以200 次/min的頻率沖擊下試樣,磨料以40 kg/h的流量流入兩試樣之間,磨料是粒度為18目的石英砂。單個試樣磨損時間為2 h。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 奧氏體化溫度范圍的確定

根據(jù)鉻釩合金化高錳鋼的實測成分,采用Jmat Pro軟件計算試驗鋼在不同溫度下各相的質(zhì)量分?jǐn)?shù),結(jié)果如圖1所示?？梢钥闯?在凝固過程中奧氏體首先從液相中析出,析出溫度約為1370 ℃。隨溫度降低,奧氏體質(zhì)量分?jǐn)?shù)不斷增加,約冷卻至1165 ℃時,獲得單相奧氏體組織,當(dāng)溫度冷卻至1060 ℃時,開始析出M7C3型碳化物。溫度從1060 ℃降到500 ℃過程中,奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和M7C3型碳化物。該軟件計算結(jié)果為平衡狀態(tài)下各相在不同溫度下的含量,而在實際鑄造過程中鑄件的冷卻速度較快,其組織往往達(dá)不到平衡狀態(tài)的特征,故該軟件計算結(jié)果僅為奧氏體化溫度范圍的選擇提供一定的指導(dǎo)作用。在熱處理溫度選擇過程中,為獲得單相奧氏體,同時防止晶粒過度長大,出現(xiàn)脫碳、過熱甚至過燒現(xiàn)象,在1070～1150 ℃之間,選取3個奧氏體化溫度,分別為1070、1100和1130 ℃。

圖1 試驗鋼的平衡相圖Fig.1 Equilibrium phase diagram of the tested steel

2.2 奧氏體化溫度對顯微組織的影響

圖2為試驗鋼在鑄態(tài)和不同溫度奧氏體化后的顯微組織。在光學(xué)顯微鏡下,試驗鋼的鑄態(tài)組織中含有較多的碳化物,分布在奧氏體晶粒內(nèi)部和晶界上,晶界上的碳化物呈網(wǎng)狀分布且碳化物尺寸較大,會嚴(yán)重?fù)p壞試驗鋼的沖擊性能。隨著奧氏體化溫度的提高,碳化物的數(shù)量逐漸減少,碳化物尺寸也逐漸減小,在奧氏體化溫度為1070 ℃和1100 ℃時,碳化物呈點狀或短線狀分布在奧氏體基體上,且碳化物分布比較均勻。奧氏體化溫度達(dá)到1130 ℃時,碳化物基本完全溶解在奧氏體基體當(dāng)中,奧氏體晶粒內(nèi)部存在少量的點狀碳化物。利用Nano Measurer軟件測量鑄態(tài)和不同奧氏體化溫度后試驗鋼的晶粒尺寸,結(jié)果如表2所示。鑄造狀態(tài)下高錳鋼晶粒粗大,經(jīng)過奧氏體化后,大尺寸的碳化物溶解釋放部分碳原子和合金原子,原子通過擴(kuò)散再結(jié)合成較多尺寸較小的碳化物,提供了更多的形核位置,從而使奧氏體晶粒得到細(xì)化,而當(dāng)奧氏體化溫度過高時,奧氏體晶粒長大且碳化物基本溶解,導(dǎo)致1130 ℃時晶粒過于粗大。

圖2 試驗鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的顯微組織(a)鑄態(tài);(b)1070 ℃;(c)1100 ℃;(d)1130 ℃Fig.2 Microstructure of the tested steel after austenitizing at different temperatures(a) as cast; (b) 1070 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1130 ℃

表2 試驗鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化1.5 h后的晶粒尺寸Table 2 Grain size of the tested steel after austenitizing at different temperatures for 1.5 h

圖3是掃描電鏡下試驗鋼經(jīng)1100 ℃奧氏體化后的形貌及EDS能譜。試驗鋼經(jīng)1100 ℃奧氏體化之后,碳化物并沒有完全溶解在奧氏體基體當(dāng)中,晶界上和晶粒內(nèi)部仍然存在呈顆粒狀或短棒狀聚集的碳化物。根據(jù)EDS能譜結(jié)果顯示,點1處成分主要是VC和Fe、Cr、Mn的復(fù)雜碳化物。類似于點1處小尺寸碳化物的存在,可以對奧氏體基體起到彌散強(qiáng)化的作用,同時碳化物硬度較高可以作為耐磨相,提高試驗鋼的耐磨性能。此外在奧氏體晶界上點2處檢測到其S、Mn元素的含量較高,且Fe的含量很低,說明凝固過程中在晶界處形成了MnS夾雜物,但從圖3(a)中發(fā)現(xiàn),該硫化物夾雜的尺寸不大,對試驗鋼的韌性影響較小。

圖3 試驗鋼在1100 ℃奧氏體化后的SEM圖(a)及EDS能譜(b,c)(b)點1;(c)點2Fig.3 SEM image(a) and EDS energy spectrum(b, c) of the tested steel after austenitizing at 1100 ℃(b) point 1; (c) point 2

2.3 奧氏體化溫度對力學(xué)性能的影響

試驗鋼在鑄態(tài)及不同溫度奧氏體化后的力學(xué)性能如表3所示。奧氏體化之后,由于碳化物的溶解使合金元素固溶于奧氏體中,起到固溶強(qiáng)化的作用,使得試驗鋼的抗拉強(qiáng)度相比于鑄態(tài)升高。而隨著奧氏體化溫度的升高,試驗鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度逐漸下降,在1070 ℃時為最大值。結(jié)合光鏡下的顯微組織分析,奧氏體化溫度升高時,晶粒逐漸粗化,碳化物彌散質(zhì)點減少,使得晶粒細(xì)化作用和沉淀強(qiáng)化作用減弱,從而導(dǎo)致試驗鋼的強(qiáng)度下降。

表3 試驗鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the tested steel after austenitizing at different temperatures

奧氏體化之后,試驗鋼的沖擊性能相比鑄態(tài)顯著提高,且隨著奧氏體化溫度的升高逐漸增加,在1130 ℃時,試驗鋼的沖擊吸收能量達(dá)到最大,為207.2 J,為鑄態(tài)的10.5倍。這是由于晶界碳化物的溶解使脆性相逐漸消失,在1130 ℃下得到了奧氏體組織和少量尺寸細(xì)小、分布彌散的碳化物。在1130 ℃奧氏體化時,晶粒過度長大粗化,晶粒間協(xié)調(diào)變形能力減弱,導(dǎo)致試驗鋼的塑性相對另外兩個奧氏體化溫度有所降低。根據(jù)室溫拉伸試驗得到了試驗鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線,如圖4所示,試驗鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線中沒有出現(xiàn)明顯的屈服平臺。

圖4 試驗鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Engineering stress-strain curves of the tested steel after austenitizing at different temperatures

用掃描電鏡對鑄態(tài)及不同溫度奧氏體化后試驗鋼的沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察,如圖5所示。鑄態(tài)下試驗鋼的沖擊斷口形貌特征以解理臺階為主,存在光滑的解理面,結(jié)合此時試驗鋼的沖擊吸收能量為19.6 J,其斷裂形式為脆性解理斷裂。在奧氏體化溫度為1070 ℃時,試驗鋼斷口上存在部分韌窩區(qū)和準(zhǔn)解理區(qū),準(zhǔn)解理區(qū)由很多短而彎的撕裂棱構(gòu)成,此時試驗鋼的斷裂形式為準(zhǔn)解理斷裂,是一種不連續(xù)的穿晶斷裂。隨著奧氏體化溫度的升高,斷口上韌窩數(shù)量逐漸增多,韌窩區(qū)域擴(kuò)大。當(dāng)奧氏體化溫度為1130 ℃時,沖擊斷口上存在部分大韌窩及大量的等軸小韌窩,韌窩尺寸不一、相間排列,是由斷裂過程中顯微孔洞的形核與長大所致。此時試驗鋼的沖擊吸收能量為207.2 J,其斷裂形式轉(zhuǎn)變?yōu)槲⒖拙奂偷捻g性斷裂。試驗鋼斷裂形式的轉(zhuǎn)變主要是因為隨著奧氏體化溫度的升高,碳化物的數(shù)量、尺寸不斷減小,形狀也得到改善,晶粒間的結(jié)合力增強(qiáng)。脆性相的不斷消失,使得試驗鋼斷裂時裂紋源減少,裂紋的形成和擴(kuò)展變得困難。

圖5 試驗鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的沖擊斷口形貌(a)鑄態(tài);(b)1070 ℃;(c)1100 ℃;(d)1130 ℃Fig.5 Impact fracture morphologies of the tested steel after austenitizing at different temperatures(a) as cast; (b) 1070 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1130 ℃

2.4 奧氏體化溫度對耐磨性能的影響

試驗鋼經(jīng)1070 ℃和1100 ℃奧氏體化后,硬度下降不多且沖擊性能得到了明顯提升,而在奧氏體化溫度為1130 ℃時硬度下降明顯,因此對前兩個溫度奧氏體化后的試驗鋼進(jìn)行沖擊磨料磨損試驗,進(jìn)一步探究奧氏體化溫度對試驗鋼耐磨性能的影響。通常用單位時間內(nèi)磨損量(w)的倒數(shù)來表示材料的耐磨性能(ε),即ε=1/w。本文采用試驗鋼在2 h內(nèi)總磨損量的倒數(shù)來表示試驗鋼的耐磨性,其單位為g-1。不同溫度奧氏體化后的試驗鋼在不同沖擊功下磨損2 h后的磨損量及耐磨性變化情況如圖6所示。沖擊功在0.5～3.5 J范圍內(nèi)變化時,隨著沖擊功的增大,在不同奧氏體化溫度下,試驗鋼的耐磨性都呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢。對比不同奧氏體化工藝下的試驗鋼,在低沖擊功下(0.5、1.5 J),1100 ℃奧氏體化的試驗鋼耐磨性能更好,而在高沖擊功下(2.5、3.5 J),1070 ℃奧氏體化的試驗鋼耐磨性能更好。

圖6 不同奧氏體化溫度下試驗鋼總磨損量及耐磨性與沖擊功的關(guān)系Fig.6 Relationship between total wear amount and wear resistance of the tested steel after austenitizing at different temperatures with impact energy

高錳鋼在沖擊磨料磨損的工況下,其磨損表層會產(chǎn)生加工硬化,使材料表層硬度升高。為探究試驗鋼在不同沖擊功下的加工硬化情況,以磨損表面為基準(zhǔn)面,沿垂直于磨損表面方向進(jìn)行顯微硬度測量。從距磨損表面100 μm處開始,每隔200 μm打壓痕測量其硬度,共取20個點,試驗鋼在不同沖擊功下顯微硬度梯度變化情況如圖7所示。由圖7和表4可知,隨著沖擊功的升高,磨損前后表面與心部硬度差值逐漸升高,硬化層厚度也逐漸加深。

圖7 不同奧氏體化溫度處理后試驗鋼在不同沖擊功作用下的顯微硬度梯度變化Fig.7 Change of microhardness gradient of the tested steel austenitized at different temperatures under different impact energies

表4 不同沖擊功作用磨損后試驗鋼磨損表層與心部硬度差(HV0.5)Table 4 Difference in hardness between surface and core of the tested steel under abrasion with different impact energies (HV0.5)

隨沖擊功增大,試驗鋼磨損后表層與心部硬度差值增長趨勢逐漸放緩,即試驗鋼的加工硬化程度趨于飽和。在加工硬化效果達(dá)到飽和之后,沖擊功繼續(xù)增加會導(dǎo)致試樣的磨損量進(jìn)一步增加,耐磨性能下降[14],因此不同溫度奧氏體化后試驗鋼的耐磨性能都呈現(xiàn)出先升后降的特點。對比兩個奧氏體化溫度下的試驗鋼,在低沖擊功(0.5、1.5 J)下,奧氏體化溫度為1100 ℃時試驗鋼的加工硬化速率較快,磨損表面硬度更高且硬化層厚度更深,因此具有更好的耐磨性能。而在高沖擊功(2.5、3.5 J)下,奧氏體化溫度為1070 ℃的試驗鋼磨損表面硬度和硬化層厚度略高,使其耐磨性能優(yōu)于1100 ℃奧氏體化的試驗鋼。

3 結(jié)論

1) 鉻釩合金化高錳鋼的鑄態(tài)組織由奧氏體和大量大尺寸的網(wǎng)狀碳化物組成。奧氏體化保溫時間一定時,隨著奧氏體化溫度的升高,碳化物的數(shù)量逐漸減少,尺寸逐漸減小,形態(tài)也得到改善。1130 ℃奧氏體化時,奧氏體基體中有少量的點狀碳化物存在,同時晶粒變得十分粗大。

2) 隨著奧氏體化溫度的升高,試驗鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度不斷下降,斷后伸長率和沖擊性能不斷提高。在1070 ℃奧氏體化時,試驗鋼抗拉強(qiáng)度為831 MPa,屈服強(qiáng)度為460 MPa,硬度為256.6 HBW。隨著奧氏體化溫度提高,試驗鋼斷裂形式逐漸由鑄態(tài)的脆性解理斷裂,轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂,再轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。

3) 在磨料磨損試驗過程中隨著沖擊功的增大,在不同奧氏體化溫度下,試驗鋼的耐磨性都呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢,磨損前后表面硬度差值逐漸升高,硬化層厚度逐漸加深,試驗鋼加工硬化效果趨于飽和。在低沖擊功下(0.5、1.5 J),1100 ℃奧氏體化的試驗鋼耐磨性能更好,而在高沖擊功下(2.5、3.5 J),1070 ℃奧氏體化的試驗鋼耐磨性能更好。