熱處理對(duì)燒結(jié)低密度鋼組織與性能的影響

光劍鋒，李 翔,王 萍，郭愛(ài)民，黃貞益

(1.安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院，安徽馬鞍山243032；2.南京鋼鐵股份有限公司科技質(zhì)量部，江蘇南京211500)

低密度鋼具有較高的強(qiáng)度及出色的塑性表現(xiàn)，且密度較低[1]，故其可作為新型輕量化材料，且已廣泛應(yīng)用于汽車工業(yè)領(lǐng)域[2-3]。傳統(tǒng)制造低密度鋼的工藝復(fù)雜，一般需經(jīng)過(guò)熔煉-鑄造-鍛造-軋制-熱處理等較長(zhǎng)的流程，對(duì)于較復(fù)雜的特異形狀低密度鋼零件，不僅工藝成本高、精度和性能穩(wěn)定性無(wú)法得到保證，而且后續(xù)加工材料利用率較低[4-5]。傳統(tǒng)低密度鋼組織中碳化物分布不均[6]，且結(jié)構(gòu)粗大，致使低密度鋼組織成分難以有效調(diào)控。采用粉末冶金法制備的鋼鐵材料由于其近終形生產(chǎn)的特點(diǎn)，材料利用率高，工藝成本相比熔煉大幅降低，且可最大限度地減少合金成分偏析、消除粗大不均勻的組織結(jié)構(gòu)，使難熔金屬元素在燒結(jié)擴(kuò)散過(guò)程中充分固溶。因此，粉末冶金法是一種生產(chǎn)金屬基復(fù)合材料的低成本工藝方法[7]。熱處理是保證合金材料高硬度、強(qiáng)耐磨性等優(yōu)異性能的最佳方法[8]。目前關(guān)于熱處理對(duì)傳統(tǒng)低密度鋼組織和性能影響方面的研究較多[9-11]，但對(duì)于采用粉末冶金法制備低密度鋼的研究主要集中于增強(qiáng)相上[12-13],對(duì)其后續(xù)熱處理涉及甚少。鑒于此，筆者采用放電等離子燒結(jié)(spark plasma sintering，SPS)制備低密度鋼，對(duì)比分析熱處理前后燒結(jié)低密度鋼的顯微組織和力學(xué)性能，為燒結(jié)低密度鋼材料的研制提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為超低碳低密度鋼，其化學(xué)成分和粉末相關(guān)參數(shù)如表1。表中純度為質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 低密度鋼的燒結(jié)制備及其熱處理

按照表1 所示配比粉末，然后將粉末放入XQM-行星式球磨機(jī)中混合轉(zhuǎn)動(dòng)8 h，球磨機(jī)轉(zhuǎn)速為200 r/min；再將混合粉末置于SPS-20T-10-Ⅲ型放電等離子燒結(jié)系統(tǒng)中燒結(jié)，得到低密度鋼燒結(jié)試樣。燒結(jié)溫度1 050 ℃，保溫時(shí)間15 min，升溫速率95 ℃/min，壓強(qiáng)50 MPa。使用Φ30 mm 的模具將燒結(jié)試樣制備成直徑為30 mm、厚度約5 mm的試樣。采用排水法測(cè)得燒結(jié)試樣的密度為7.034 g/cm3。將燒結(jié)試樣分成兩組，一組在箱式加熱爐中進(jìn)行熱處理(1 000 ℃固溶保溫30 min后快速取出水淬，然后510 ℃下保溫8 h后空冷)，即為熱處理燒結(jié)試樣；另一組不進(jìn)行熱處理，即為熱處理前的原始燒結(jié)試樣。

1.2.2 低密度鋼的組織和力學(xué)性能表征

采用日本Ultima IV型X射線衍射儀(X ray diffraction，XRD)對(duì)原始燒結(jié)試樣進(jìn)行物相組成分析，掃描角度為0～90°，掃描步長(zhǎng)為3°/min。使用HMV-2AD維氏顯微硬度儀測(cè)定燒結(jié)試樣熱處理前后的硬度，在試樣不同位置測(cè)量5次并取其平均值。

按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1—2010，使用DΚ7740型線切割機(jī)切取微型拉伸燒結(jié)試樣，在SHT4106型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)試燒結(jié)試樣的強(qiáng)度和延伸率。

對(duì)燒結(jié)試樣表面進(jìn)行研磨、拋光，使用UTM-3型多功能摩擦磨損實(shí)驗(yàn)機(jī)測(cè)試燒結(jié)試樣熱處理前后的磨損性能，磨球?yàn)? mm的GCr15小球。圓盤摩擦磨損實(shí)驗(yàn)的工藝條件為：加載載荷500 g，滑動(dòng)速度560 r/min，摩擦?xí)r長(zhǎng)30 min。在燒結(jié)試樣上切取熱處理前后的金相試樣，使用體積分?jǐn)?shù)為2%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，利用澳浦光電UMT203I 電子顯微鏡觀察其組織形貌，在FEI-Nano SEM430II 型號(hào)場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)上觀察其組織和斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 燒結(jié)低密度鋼的組織

2.1.1 原始組織

經(jīng)SPS制備的低密度鋼組織形貌如圖1(a)。由圖1(a)可發(fā)現(xiàn)，燒結(jié)制備的低密度鋼組織存在較多空隙，這是燒結(jié)后材料的致密度較低所致。為驗(yàn)證燒結(jié)過(guò)程中低密度鋼合金元素的擴(kuò)散效果，通過(guò)能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)對(duì)燒結(jié)試樣的元素面分布進(jìn)行分析，結(jié)果如圖1(b)～(f)。由圖1(b)～(f)可看出，燒結(jié)試樣中的主要合金元素分布均勻，說(shuō)明經(jīng)球磨混合后的粉體在燒結(jié)過(guò)程中，合金元素充分?jǐn)U散且分布較均勻，這有利于提高材料的力學(xué)性能。

圖2 為燒結(jié)試樣的X 射線衍射圖。由圖2 可看出：燒結(jié)試樣的主要衍射峰位置對(duì)應(yīng)Fe 的4 個(gè)主要衍射峰，分別為(110)，(200)，(220)，(311)，其物相組成主要為鐵素體和奧氏體；燒結(jié)試樣中含微量Mo，Si，Ni等元素的物相，但含量與初始成分差別較大；Fe的衍射峰出現(xiàn)一定偏移，表明材料中的合金元素經(jīng)燒結(jié)后大部分固溶進(jìn)入Fe中形成固溶體，使Fe發(fā)生晶格畸變，導(dǎo)致Fe的衍射峰出現(xiàn)偏移。

圖1 燒結(jié)試樣合金元素分布Fig.1 Distribution of alloying elements of sintered samples

2.1.2 熱處理對(duì)低密度鋼組織的影響

圖3為熱處理前后低密度鋼燒結(jié)試樣的光學(xué)顯微組織。由圖3 可看出：熱處理前的燒結(jié)試樣顯微組織主要為層狀鐵素體和部分大小不一的片狀?yuàn)W氏體；熱處理后，燒結(jié)試樣組織中奧氏體含量增多，鐵素體含量減少且部分出現(xiàn)層片堆積，基體中固溶C 的過(guò)飽和度增加，導(dǎo)致Fe 原子間的距離減小，燒結(jié)試樣致密度相對(duì)原始燒結(jié)態(tài)有所增加。

圖4 為燒結(jié)試樣熱處理前后的SEM 形貌。由圖4 可看出，燒結(jié)試樣熱處理前后組織形貌發(fā)生了較大變化，熱處理后試樣的孔隙明顯減小，但仍存在部分孔隙及孔隙集中現(xiàn)象。

圖2 燒結(jié)試樣X(jué)射線衍射圖Fig.2 XRD patterns of sintered samples

圖3 燒結(jié)試樣熱處理前后的光學(xué)顯微組織Fig.3 Optical microstructure of sintered samples before and after heat treatment

圖4 燒結(jié)試樣熱處理前后的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of sintered samples before and after heat treatment

圖5 熱處理前后燒結(jié)試樣孔隙處的能譜Fig.5 Energy spectrum at the pores of sintered samples before and after heat treatment

對(duì)圖4 中熱處理前后的孔隙處進(jìn)行EDS 分析，結(jié)果如圖5。由圖5可看出，熱處理前后燒結(jié)試樣在孔隙附近均有C的富集，相比于熱處理前，熱處理后該處C 含量明顯提高。熱處理前試樣在燒結(jié)過(guò)程中，C 阻礙金屬原子之間的擴(kuò)散，使燒結(jié)頸難以形成[14]；在熱處理過(guò)程中，燒結(jié)試樣中的C元素在基體中的溶解度降低，加上510 ℃回火時(shí)有利于C 較長(zhǎng)距離的擴(kuò)散，使較多C富集在孔隙表面或附近，從而降低了其他位置金屬原子的擴(kuò)散難度，表現(xiàn)為孔隙度降低、致密度有一定的提高。

2.2 燒結(jié)低密度鋼的力學(xué)性能

2.2.1 致密度及顯微硬度

熱處理前后低密度鋼燒結(jié)試樣的致密度和顯微硬度如表2。由表2可看出，熱處理后的燒結(jié)試樣顯微硬度相比熱處理前有所提升。結(jié)合圖4 可知，這是由于熱處理后燒結(jié)試樣孔隙處的C含量相比熱處理前明顯提高，孔隙處C元素沉淀更有優(yōu)勢(shì)，C夾雜增加，致使顆粒間連接相增多，表現(xiàn)為硬度提高；此外，熱處理后燒結(jié)試樣中C 元素在基體中的溶解度降低，使孔隙表面或附近出現(xiàn)C富集，從而降低其他位置金屬原子的擴(kuò)散難度，使孔隙度降低，導(dǎo)致致密度提高。

2.2.2 拉伸性能

熱處理前后低密度鋼燒結(jié)試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6。由圖6可知：熱處理前燒結(jié)試樣在拉伸初始階段，應(yīng)力逐漸增大后很快發(fā)生屈服，之后發(fā)生不均勻塑性變形趨勢(shì)逐漸變緩；熱處理前，當(dāng)應(yīng)力達(dá)到材料極限強(qiáng)度后，燒結(jié)試樣出現(xiàn)裂紋最后發(fā)生斷裂，延伸率達(dá)15.3%；熱處理前后燒結(jié)試樣強(qiáng)度和延伸率變化明顯，抗拉強(qiáng)度由403 MPa 提升到584 MPa，但延伸率由15.3%降到6.3%。這主要是因?yàn)闊崽幚砬昂罂紫陡浇蠧的富集，而熱處理后孔隙處C含量明顯提高，C夾雜增加，顆粒間連接相增多，致使熱處理后燒結(jié)試樣強(qiáng)度提高；但同時(shí)也使得裂紋更易在其附近形核，從而促進(jìn)孔隙的聚集，變形時(shí)出現(xiàn)較長(zhǎng)且連續(xù)的撕裂棱，導(dǎo)致燒結(jié)試樣的塑性降低。

表2 燒結(jié)試樣的致密度和顯微硬度Tab.2 Relative density and microhardness of sintered samples

圖6 燒結(jié)試樣應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Stress-strain curves of sintered samples

2.2.3 斷口形貌

圖7，8分別為熱處理前后低密度鋼燒結(jié)試樣的拉伸斷口形貌。圖7可看出：熱處理前燒結(jié)試樣在邊緣和棱角等處產(chǎn)生裂紋，如圖7(a)箭頭，呈現(xiàn)多源萌生；同時(shí)，出現(xiàn)許多小解理平面和凹坑，總體表現(xiàn)為解理面和韌窩的混合斷口形貌；凹坑由較大孔洞及附近小孔坑組成，由孔隙或夾雜產(chǎn)生的是大孔洞，而塑性變形后的產(chǎn)物則是小孔洞，并伴隨部分較長(zhǎng)但不連續(xù)的撕裂棱，如圖7(b)箭頭；熱處理前燒結(jié)試樣的拉伸斷口出現(xiàn)部分韌窩，說(shuō)明試樣具有一定的韌性，致使材料延伸率提高。由圖8可看出：燒結(jié)試樣熱處理前后表現(xiàn)為同樣的裂紋源分布，在變形過(guò)程中裂紋在多點(diǎn)拓展，如圖8(a)箭頭；隨著裂紋的拓展，出現(xiàn)較大面積解理面和沿著裂紋拓展方向延伸的線條，如圖8(b)，該類線條為前述類似的撕裂棱，但長(zhǎng)度相比熱處理前明顯增加，且分布比較連續(xù)。

圖7 熱處理前燒結(jié)樣的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphology of sintered samples before heat treatment

圖8 熱處理后燒結(jié)試樣的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphology of sintered samples after heat treatment

由以上分析可得：由于燒結(jié)試樣中存在孔隙，而其表面在變形時(shí)承受最大應(yīng)力，使得孔隙聚集處通常會(huì)成為裂紋形成的源頭[15]，因此裂紋主要在材料表面生成并向內(nèi)部拓展直到試樣發(fā)生斷裂；韌性斷裂一般受孔隙聚集和長(zhǎng)大的影響，因此在變形過(guò)程中，試樣的韌性斷裂在孔隙處發(fā)生聚集，最終在斷裂的表面形成凹陷。

2.2.4 磨損性能

圖9為燒結(jié)試樣在熱處理前后干摩擦條件下的摩擦系數(shù)與時(shí)間的關(guān)系曲線。由圖9 可以看出：在摩擦磨損實(shí)驗(yàn)的初始階段，熱處理前后燒結(jié)試樣的摩擦系數(shù)均急劇上升，這是燒結(jié)試樣與GCr15 小球的磨合階段；隨著摩擦磨損實(shí)驗(yàn)的進(jìn)行，出現(xiàn)一個(gè)較短時(shí)間的過(guò)渡階段，期間熱處理前的燒結(jié)試樣摩擦系數(shù)迅速降低，最后在一定范圍內(nèi)小幅波動(dòng)，進(jìn)入相對(duì)穩(wěn)定階段；熱處理后試樣摩擦系數(shù)達(dá)到峰值的時(shí)間有所延后，在達(dá)到峰值前有一段穩(wěn)定摩擦存在，之后出現(xiàn)較大波動(dòng)(凸起)。

圖9 燒結(jié)試樣摩擦系數(shù)-時(shí)間曲線Fig.9 Friction coefficient-time curves of sintered samples

由前述分析可知，熱處理后燒結(jié)試樣孔隙處C含量明顯提高，顆粒間連接相增多，使得裂紋更易在其附近形核，促進(jìn)孔隙的聚集。因此，熱處理后燒結(jié)試樣的孔隙減少，但存在孔隙集中現(xiàn)象，集中孔隙會(huì)成為摩擦磨損過(guò)程中裂紋的起源，使得摩擦系數(shù)出現(xiàn)較大波動(dòng)。結(jié)合圖4分析可知，熱處理前孔隙分布較均勻，而熱處理后孔隙存在集中現(xiàn)象，在摩擦變形時(shí)受力隨孔隙的聚集而發(fā)生明顯波動(dòng)。因此，在穩(wěn)定摩擦階段熱處理后試樣的摩擦系數(shù)比熱處理前高且上下波動(dòng)較為明顯，而熱處理前試樣的摩擦系數(shù)曲線則較為平緩。

3 結(jié) 論

1)低密度鋼燒結(jié)試樣主要合金元素充分?jǐn)U散且分布較均勻，物相組成主要為鐵素體+奧氏體；燒結(jié)試樣熱處理前后孔隙存在明顯差異，熱處理后孔隙數(shù)量減少，致密度由97.4%提高到98.6%；在熱處理過(guò)程中燒結(jié)試樣孔隙處存在C元素的富集，降低了其他位置金屬原子的擴(kuò)散難度，提高了燒結(jié)試樣的致密度。

2)低密度鋼燒結(jié)試樣熱處理后強(qiáng)度顯著提升但延伸率下降，這是因?yàn)闊崽幚砗罂紫短嶤含量明顯提高，使得顆粒間連接相增多，表現(xiàn)為硬度和強(qiáng)度的提高，但也使裂紋更易在其附近形成，從而促進(jìn)孔隙的聚集，導(dǎo)致材料韌性降低。

3)低密度鋼燒結(jié)試樣熱處理前后室溫下的穩(wěn)定階段摩擦系數(shù)無(wú)明顯差異，熱處理后試樣由于集中孔隙的存在使摩擦系數(shù)達(dá)到峰值的時(shí)間有所延后，并在穩(wěn)定階段出現(xiàn)大幅波動(dòng)。