配分工藝對(duì)5CrMnNiMo超高強(qiáng)度鋼摩擦磨損性能的影響

索忠源， 杜 陽， 付立銘， 單愛黨

(1. 吉林化工學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院， 吉林 吉林 132022；2. 上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 上海 200240)

自2003年Speer[1]提出淬火-配分(Quenching and partitioning， Q&P)工藝以來，因其低成本、超高強(qiáng)度、超高韌性等優(yōu)勢(shì)，引起了國內(nèi)外研究人員的高度重視，并積極展開了超高強(qiáng)度鋼的研究與開發(fā)[2-4]。包括新成分構(gòu)建、內(nèi)部組織及熱處理工藝優(yōu)化、高強(qiáng)韌性能調(diào)控等[5-8]。特別是我國徐祖耀等[9-10]在Q&P工藝基礎(chǔ)上，加入回火工藝，使得超級(jí)高強(qiáng)鋼的屈服強(qiáng)度、斷裂強(qiáng)度等綜合性能得到明顯提升，但對(duì)于超高強(qiáng)度鋼熱處理后的摩擦磨損性能研究還不透徹，國內(nèi)報(bào)道較少。薛進(jìn)進(jìn)等[11]研究了30CrMnSiNi2A低合金超高強(qiáng)度鋼的摩擦磨損性能，隨著速度和載荷的增大，磨損機(jī)理主要由氧化磨損和顯微切削轉(zhuǎn)變?yōu)閯兟洹⑺苄宰冃?、犁溝以及黏著磨損。張?chǎng)萚12]應(yīng)用Q&P工藝后，發(fā)現(xiàn)殘留奧氏體在摩擦磨損試驗(yàn)過程中發(fā)生了馬氏體相變，有利于耐磨性的提升。

為了滿足航天工業(yè)對(duì)結(jié)構(gòu)鋼超高強(qiáng)度、超高韌性和輕量化的需求，本課題組前期自主研發(fā)了5CrMnNiMo超級(jí)高強(qiáng)鋼，通過鑄造、軋制控制、淬火-配分等工藝得到超高強(qiáng)度[13]，以期用于制造要求具有良好的摩擦磨損性能并在高速、大載荷等條件下服役的受力結(jié)構(gòu)件。本文通過研究5CrMnNiMo鋼干滑動(dòng)摩擦磨損特性，分析摩擦表面的微觀形貌、磨屑、側(cè)面硬度變化、磨損前后的X射線衍射以及背散射等，推斷磨損機(jī)理，為該體系超級(jí)高強(qiáng)鋼的應(yīng)用作理論鋪墊。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為自行設(shè)計(jì)的5CrMnNiMo中碳鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)要求為0.50～0.55C、<3(Cr+Mn+Ni+Mo)。利用50 kg真空電弧爐熔煉φ200 mm鋼錠，并在1150 ℃下保溫30 min均勻化后，采用兩輥軋機(jī)經(jīng)多道次熱軋至厚度為2.5 mm左右后立即水淬。然后置入820 ℃鹽爐中保溫5 min后水冷至室溫，形成馬氏體組織。隨后進(jìn)行配分熱處理，具體配分工藝及所得顯微組織[13]如表1所示。

將配分處理后的試板加工成45 mm×45 mm×2 mm試樣，在多功能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)(MUG-5ZS)上進(jìn)行耐磨性測(cè)試，銷式對(duì)磨副材質(zhì)為Si3N4(2240 HV)，尺寸為φ7 mm ×20 mm。試驗(yàn)在大氣中干滑動(dòng)條件下進(jìn)行，載荷50 N，滑動(dòng)速度0.5 m/s，試驗(yàn)時(shí)間3600 s，總滑動(dòng)距離1800 m。在磨損試驗(yàn)前后，使用超聲波浴在工業(yè)乙醇和丙酮中徹底清潔試樣，并用精度為0.01 mg的分析天平測(cè)量試樣的質(zhì)量損失，通過式(1)計(jì)算比磨損率(SWR)[3]：

(1)

利用維氏硬度計(jì)測(cè)量配分后試樣橫截面和磨損深度在300 μm以內(nèi)縱截面的硬度分布，加載載荷分別為200 g和50 g，每個(gè)試樣每個(gè)位置至少進(jìn)行5次測(cè)量并取平均值，測(cè)量位置壓痕之間的最小距離需大于壓痕對(duì)角線長度的3倍，以確保最終試驗(yàn)結(jié)果不受壓痕周圍加工硬化區(qū)域的影響[14]。

采用Rigaku D/Max 2550 PC X射線衍射儀(XRD)分析摩擦磨損行為對(duì)試樣表面相結(jié)構(gòu)的影響。利用JSM-7600F掃描電鏡(SEM)觀察不同配分處理后的磨損表面，通過電子背散射衍射(EBSD)分析摩擦磨損引起的TRIP效應(yīng)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 磨損率

圖1為不同配分工藝下5CrMnNiMo鋼的磨損率與硬度。由圖1可以看出，隨著配分時(shí)間的延長，硬度呈明顯的下降趨勢(shì)，即工藝A的硬度高達(dá)800 HV0.2，工藝B和工藝C分別為460 HV0.2和390 HV0.2。因工藝A的硬度最高，其磨損率在3種工藝當(dāng)中最低，為4.6×10-5mm3/(N·m)；工藝B和工藝C硬度降低明顯，但其磨損率分別僅為9.8×10-5mm3/(N·m)和7.7×10-5mm3/(N·m)，略高于工藝A的磨損率。綜合來看，3種配分工藝的磨損率均較低，說明由配分工藝引起的硬度變化對(duì)其磨損率影響較小，該體系合金均具有較高的耐磨性。

圖1 不同配分工藝下5CrMnNiMo鋼的磨損率與硬度Fig.1 Wear rate and hardness of the 5CrMnNiMo steel under different partitioning processes

2.2 磨損形貌

對(duì)不同配分工藝下5CrMnNiMo鋼磨損后的表面形貌進(jìn)行SEM觀察及EDS分析，如圖2所示。工藝A條件下，表面以淺而細(xì)的犁溝為主，如圖2(a)箭頭所示，帶有少部分黏著痕跡，如圖2(b)所示。此外，表面還分布著大量呈球狀的白色顆粒物，經(jīng)EDS分析為氧化物，該鐵的氧化物主要是在干摩擦磨損過程中，因?qū)δジ钡挠捕雀?，犁掉的顆粒附著在試樣表面，在快速摩擦過程中熱量來不及散失而形成，這一現(xiàn)象與其它體系磨損類似[11]表明此時(shí)的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損、氧化磨損和部分黏著磨損。圖2(c， d)為工藝B條件下的磨損形貌。可見犁溝變寬，黏性區(qū)域變大，同時(shí)因材料脆性較大，黏性區(qū)域內(nèi)出現(xiàn)部分裂紋，說明在相互磨損過程中，試樣遭受較大的應(yīng)力，塑性變形不足以快速釋放而出現(xiàn)裂紋。由圖2(e， f)可知，工藝C條件下磨損表面以黏著區(qū)域?yàn)橹鳎鐪线M(jìn)一步減少但形貌變寬變深，白色氧化物的數(shù)量明顯降低，該條件下磨損機(jī)理已經(jīng)由以磨粒磨損為主轉(zhuǎn)變?yōu)橐责ぶp為主。

圖2 不同配分工藝下5CrMnNiMo鋼的磨損形貌及EDS分析(a，b)工藝A；(c，d)工藝B；(e，f)工藝CFig.2 Wear morphologies and EDS analysis of the 5CrMnNiMo steel under different partitioning processes(a,b) process A; (c,d) process B; (e,f) process C

圖3為不同配分工藝下5CrMnNiMo鋼在磨損試驗(yàn)前后的XRD圖譜。值得一提的是，在磨損試驗(yàn)后工藝B和工藝C的殘留奧氏體已轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。通過觀察圖3(b， c)發(fā)現(xiàn)，磨損后殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)總量的減少可以間接證實(shí)發(fā)生了馬氏體相變，{111}γ、{200}γ和{220}γ面的殘留奧氏體衍射峰在磨損試驗(yàn)后消失，意味著在磨損過程中，幾乎所有近表面的殘留奧氏體都轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。圖4中工藝C的EBSD分析證實(shí)了在摩擦磨損后殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變，表明在摩擦磨損過程中發(fā)生了TRIP效應(yīng)，塊狀殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。由圖1可知，工藝C的硬度最低，但仍具有較好的耐磨性，其原因是殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)起了重要作用。奧氏體向馬氏體的應(yīng)變誘導(dǎo)相變可以通過相變應(yīng)力來調(diào)節(jié)。新轉(zhuǎn)變的馬氏體可以提供更好的硬度支撐，并且由于表面嚴(yán)重的流動(dòng)變形，不容易產(chǎn)生微裂紋。

圖3 不同配分工藝下5CrMnNiMo鋼磨損前后的XRD圖譜(a)工藝A；(b)工藝B；(c)工藝CFig.3 XRD patterns of the 5CrMnNiMo steel under different partitioning processes before and after wear test(a) process A; (b) process B; (c) process C

圖4 工藝C下5CrMnNiMo鋼縱截面的EBSD形貌Fig.4 EBSD images in longitudinal section of the 5CrMnNiMo steel under process C

2.3 配分工藝對(duì)表面硬度的影響

為了評(píng)估不同配分工藝下磨損表層的硬度變化，沿磨損試樣的縱截面進(jìn)行顯微硬度測(cè)量，結(jié)果如圖5所示?？梢钥闯觯诠に嘇條件下，磨損表面的硬度基本不變，保持在800 HV0.05左右，然而工藝B和工藝C在磨損后產(chǎn)生了顯著的加工硬化現(xiàn)象。這種顯著的硬化可歸因于應(yīng)變硬化和TRIP效應(yīng)。在磨損過程中，由于高接觸應(yīng)力，表面會(huì)發(fā)生顯著的塑性變形，該塑性變形與位錯(cuò)密度的增加有關(guān)。因此，由于應(yīng)變硬化效應(yīng)，位錯(cuò)移動(dòng)變得更加困難，材料硬度增加。此外，殘留奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變也會(huì)導(dǎo)致硬度增加。磨損表面的XRD分析表明，在磨損過程中發(fā)生了馬氏體相變(如圖3(b， c)所示)。因此，TRIP效應(yīng)有助于硬度的增加。殘留奧氏體含量越高，馬氏體相變能力越強(qiáng)，加工硬化能力越高。工藝B和工藝C的表面硬度雖然差別不大，但工藝C表現(xiàn)出更優(yōu)異的耐磨性，可歸因于其的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)更高，具有相當(dāng)大的加工硬化能力。因此，較高的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)可導(dǎo)致較高的TRIP效應(yīng)和顯著的加工硬化。

圖5 不同配分工藝下5CrMnNiMo鋼磨損表面的硬度分布Fig.5 Hardness distribution of the worn surface of the 5CrMnNiMo steel under different partitioning processes

3 結(jié)論

1) 研究了5CrMnNiMo高強(qiáng)度鋼在3種不同配分工藝下的干滑動(dòng)磨損行為。配分時(shí)間為5 min(等溫配分)的工藝A條件下，摩擦磨損機(jī)理主要為磨粒磨損、氧化磨損和部分黏著磨損，由于其具有800 HV0.2的高硬度，使其在3種配分工藝下磨損率最低，耐磨性最強(qiáng)。而配分時(shí)間分別為6 h(非等溫配分)和24 h(等溫配分)的工藝B和工藝C的硬度分別為460 HV0.2和390 HV0.2，摩擦磨損機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp為主，少量磨粒磨損，磨損率較工藝A略大。

2) 工藝B和工藝C的硬度雖較低但仍表現(xiàn)出較高的耐磨性，是因?yàn)槟Σ聊p時(shí)產(chǎn)生了較強(qiáng)的TRIP效應(yīng)。工藝C較工藝B能獲得更高的殘留奧氏體含量，使得在摩擦磨損時(shí)產(chǎn)生更強(qiáng)的加工硬化和TRIP效應(yīng)，較工藝B顯示出更好的耐磨性。