中高碳低溫貝氏體鋼組織及力學性能研究

王曉博,黃維剛,董華寶

(1.四川大學材料科學與工程學院,四川 成都610065;2.成都彩虹電器(集團)股份有限公司,四川 成都610065)

磨損是材料失效的三種主要形式之一,它不僅消耗著大量的能源和材料,同時也給工業(yè)帶來巨大的經濟損失。據不完全的統(tǒng)計[1],摩擦磨損消耗了能源的30%-50%。隨著現代工業(yè)的發(fā)展,對耐磨材料要求越來越高,研究耐磨鋼并提高其耐磨性能勢在必行。Bhadeshia[2-3]研究了納米晶貝氏體鋼,它由納米尺寸的貝氏體板條和薄膜狀的殘余奧氏體組成,其最高斷裂強度超過2.3 GPa,沖擊韌性達到30 MPa·m1/2,這種高強度來源于較高的固溶強化及高密度位錯,較高的沖擊韌性來源于高穩(wěn)定性薄膜狀殘余奧氏體,它可以使應力、應變松弛,提高基體抵抗斷裂的能力[4]。有不少人研究了溫度、成分與等溫時間對低溫貝氏體力學性能及轉變機制的影響[5-7],卻很少有人研究沖擊載荷下的磨粒磨損性能。鑒于此,本文將研究不同等溫時間下的低溫貝氏體組織性能和高載荷下的磨粒磨損性能。同時也研究延長低溫貝氏體的轉變時間(超過實際貝氏體轉變時間)對貝氏體組織與性能的影響。

1 實驗材料及方法

表1 實驗鋼的化學成分(質量分數,%)

實驗鋼的成分如表1所示。實驗鋼在真空感應爐中熔煉,然后澆鑄成鋼錠并在1200℃均勻化處理3 h,隨后熱鍛加工成方形坯錠,從坯錠上切取標準夏比U型缺口沖擊試樣,尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。試驗鋼的Ms點運用經驗公式計算[8]:

Ms(℃)=525-350(C-0.05)-45Mn-35V-30Cr-20Ni-16Mo-5Si-16Al+6Co (1)

式中元素含量為質量分數,計算出試驗鋼的Ms點約為200℃。將試樣在920℃保溫20 min,在230℃的鹽浴鍋中保溫不同的時間(5 h、8 h、10 h、12 h)后空冷至室溫,最后在250℃回火2 h。沖擊實驗是在JB-300B擺錘式沖擊試驗機上進行的。采用洛氏硬度機(HRS-150)測試材料熱處理后的硬度。熱處理后的試樣研磨拋光后采用4%的硝酸酒精進行腐蝕,用光學顯微鏡(CMM-20)和掃描電鏡(JSM-5900LV)進行組織形貌觀察分析。采用MLD-10動載磨粒磨損試驗機進行沖擊磨粒磨損試驗,用稱重法獲得試樣的磨損失重來評價不同工藝對實驗鋼磨損性能的影響。所有試樣均預磨10 min,隨后每15 min磨損稱重一次。磨損完成后,采用掃描電鏡觀察試樣的磨損表面形貌。采用DX-2700型X射線衍射儀(Cu靶,Kα,40 KV,30 m A)測定實驗鋼的殘余奧氏體含量。殘余奧氏體通過公式2計算[9]:

式中:Vγ為計算得到的殘余奧氏體含量,I1為鐵素體α相(211)面的衍射強度,I2為奧氏體γ相(311)面的衍射強度。

2 實驗結果及分析

2.1 微觀組織與力學性能

圖1為實驗鋼在230℃等溫不同時間的金相照片。從圖1(a)看出,等溫時間為5 h時,試樣的組織由少量的細長針狀貝氏體和回火馬氏體組成。隨著等溫時間的延長,實驗鋼中的貝氏體含量逐漸增加,馬氏體含量降低。等溫時間為10 h時,貝氏體轉變停止。從圖1(b)可以發(fā)現,貝氏體板條束變短。等溫時間為12 h時,貝氏體板條變粗,如圖1(c)所示。

圖1 實驗鋼在230℃等溫不同時間的金相照片

圖2為試樣等溫10 h和12 h的SEM照片。和等溫10 h的試樣相比,等溫12 h的試樣中部分晶界模糊,貝氏體板條變得粗大,出現白色顆粒狀碳化物。

圖2 實驗鋼在230℃等溫不同時間后的掃描圖片

圖3為實驗鋼在等溫不同時間后的X射線衍射圖譜,等溫12 h的試樣僅和其它試樣含有奧氏體和鐵素體的衍射峰,還出現了碳化物的衍射峰,這說明試樣中存在碳化物。由公式2計算的殘余奧氏體含量如表2所示,可以看出,隨著等溫時間的延長,殘余奧氏體的含量先增加后減少,等溫8 h的試樣的殘余奧氏體含量最高為23.7%。貝氏體轉變過程中,伴隨著貝氏體鐵素體中的碳原子擴散到未轉變奧氏體中。當等溫時間為5 h時,等溫時間比較短,貝氏體含量低,擴散進入未轉變奧氏體中的碳原子較少,奧氏體的穩(wěn)定性差,空冷后轉變?yōu)轳R氏體,室溫下穩(wěn)定存在的殘余奧氏體含量低。等溫時間增加到8 h時,貝氏體含量高,貝氏體板條周圍的未轉變奧氏體含碳量增加,奧氏體的穩(wěn)定性增加,空冷后穩(wěn)定存在的殘余奧氏體含量增加。等溫時間從8 h增加到10 h時,一部分奧氏體轉變?yōu)樨愂象w,奧氏體含量降低。等溫時間為12 h時,等溫時間較長,位錯回復,貝氏體板條和未轉變奧氏體析出碳化物[10],未轉變奧氏體的穩(wěn)定性下降,室溫下穩(wěn)定的殘余奧氏體含量下降。

試樣在230℃等溫不同時間后力學性能結果如圖4所示?？梢园l(fā)現,等溫時間從5 h增加到8 h時,試樣的硬度下降,貝氏體完全轉變后試樣的硬度為56.8 HRC。這是因為隨著等溫時間的增加,貝氏體和殘余奧氏體的含量增加,馬氏體含量降低,試樣的硬度降低。當等溫時間從8 h增加到10 h時,奧氏體的含量降低,貝氏體含量增加,試樣的硬度增加。繼續(xù)增加等溫時間,貝氏體板條變的粗大,試樣的硬度降低。

圖3 實驗鋼在230℃等溫不同時間后的X射線衍射圖譜

表2 實驗鋼在230℃等溫不同時間后的殘余奧氏體含量

隨著等溫時間的增加,沖擊功先增加后降低,在等溫10 h時,沖擊功最大為39 J。沖擊功和殘余奧氏體含量以及其中的碳含量有密切的關系。當等溫時間增加到8 h時,貝氏體含量增加,向奧氏體中擴散的碳含量增加,奧氏體穩(wěn)定性增加,奧氏體的含量增加,實驗鋼的韌性增加。當等溫時間在8 h-10 h之間時,盡管奧氏體含量下降,但貝氏體繼續(xù)轉變將細化M/A島,實驗鋼的沖擊功增加。在貝氏體轉變完成后繼續(xù)增加等溫時間到12 h,貝氏體板條變得粗大,同時殘余奧氏體中的碳含量也將下降[10],試樣的韌性下降。

圖4 實驗鋼在230℃等溫不同時間的力學性能

2.2 磨損性能比較

在230℃等溫不同時間的實驗鋼的磨損失重量如圖5所示。實驗結果顯示,所有試樣的磨損失重均隨磨損時間的增加而增加,隨著等溫時間的增加,試樣的磨損量先降低后增加。等溫5 h試樣的磨損量最大,磨損性能最差,磨損量為385.5 mg;等溫10 h試樣的磨損量低于其它試樣,磨損性能最好,磨損量為358.5 mg。

圖5 不同等溫時間下實驗鋼的磨損量

圖6 不同等溫時間下實驗鋼的磨損表面形貌

圖6為在230℃等溫不同時間的實驗鋼表面形貌的掃描圖片。等溫時間為5 h時,磨損形貌以片狀剝落為主,并夾雜著犁溝。此時微觀切削所產生的犁溝淺且小,這是因為試樣的硬度比較高,可以很好的抵抗磨粒的切削,這也是磨損前期其磨損量比較小的原因,但是試樣的殘余奧氏體的穩(wěn)定性不高,在受到較大的沖擊載荷后很快轉變?yōu)楦咛捡R氏體,雖然增加了磨損表面的硬度,由于試樣的韌性差,在周期性沖擊載荷的作用下,磨損表面很快失去變形能力而被剝落,因此試樣的磨損量比較大,磨損性能比較差。當等溫時間為8 h和10 h時,試樣的磨損表面形貌有塑性變形和犁溝。此時犁溝的面積隨著等溫時間的延長而增加,同時犁溝的尺寸變深加寬,這是試樣硬度降低造成的,因此磨損前期試樣抵抗磨損能力比較弱,其磨損量較高。但是試樣的韌性比較好,殘余奧氏體的含量較高且穩(wěn)定性好,其TRIP效應和相變強化可以很好的抵抗沖擊載荷和磨粒磨損[11],因此展現出優(yōu)異的磨損性能。等溫時間為12 h時,試樣磨損表面不僅有犁溝還有片狀的剝落與鑿坑。試樣硬度低,抗微觀切削能力較弱,犁溝加深,并且伴隨著明顯的鑿坑。試樣的殘余奧氏體的穩(wěn)定性差,在沖擊載荷作用下將很快轉變?yōu)轳R氏體,不能起到延遲裂紋擴展的作用,因此磨損量較大,磨損性能較差。

比較等溫8 h和10 h試樣的力學性能與磨損量時發(fā)現,后者的力學性能優(yōu)于前者,但是兩者的耐磨量相差不多。檢測磨損表面的殘余奧氏體含量發(fā)現,前者磨損后殘余奧氏體的含量還有10.4%,后者僅有4.3%。前者的殘余奧氏體含量較高,那么膜狀的奧氏體含量較多,其機械穩(wěn)定性更高,這是磨損后殘余奧氏體含量較高的原因。但其沖擊韌性不如后者可能是因為后者的馬奧島比較小而且其含量少的緣故[12]。

3 結論

(1)在低溫下轉變的貝氏體呈現為細小的針狀組織。隨等溫轉變時間的增加,貝氏體含量逐漸增加,貝氏體板條長度變短,殘余奧氏體含量先增加后降低,等溫8 h的試樣的殘余奧氏體含量最大為23.7%,等溫10 h時貝氏體組織轉變終止。等溫時間為12 h時,由于等溫時間過長,貝氏體板條變粗,組織析出碳化物,殘余奧氏體含量下降。

(2)隨著等溫時間的增加,試驗鋼的硬度先降低后增加再降低,沖擊韌性先增加后降低,等溫10 h試樣的沖擊功最大為39 J。

(3)試樣磨損量隨著等溫時間的增加先降低后增加,等溫10 h試樣的磨損性能最佳,磨損量為358.5 mg。造成等溫8 h和10 h磨損量相差不大的原因是前者的殘余奧氏體中的膜狀奧氏體含量高,其機械穩(wěn)定性較高。