無(wú)碳化物貝氏體鋼摩擦磨損性能研究進(jìn)展

熊 鵬，趙雷杰通信作者，張 孜，王艷輝，岳 赟，郝曉歌

(1.河北工程大學(xué)機(jī)械與裝備工程學(xué)院，河北 邯鄲 056000；2.河南科技大學(xué)高端軸承摩擦學(xué)技術(shù)與應(yīng)用國(guó)家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室，河南 洛陽(yáng) 471023)

0 引言

磨損是機(jī)械設(shè)備零部件三大失效形式之一。礦山、運(yùn)輸、冶金等行業(yè)使用的耐磨設(shè)備在使用過(guò)程中需要具有較高的耐磨性，以保證機(jī)器的正常運(yùn)行。隨著我國(guó)制造業(yè)高速發(fā)展，因摩擦磨損造成的經(jīng)濟(jì)損失逐年上升，有數(shù)據(jù)表明，僅2018年，我國(guó)因機(jī)械磨損造成的損失就超過(guò)4萬(wàn)億元[1]。因此，開(kāi)發(fā)新一代先進(jìn)高強(qiáng)耐磨鋼鐵材料迫在眉睫，但摩擦磨損屬于一種非常復(fù)雜的失效形式，受兩個(gè)摩擦接觸面的材料屬性、相互作用方式、工作環(huán)境溫度等諸多因素的影響[2]。

近年來(lái)，英國(guó)科學(xué)家Bhadeshia等[3-4]開(kāi)發(fā)了一種具有納米微結(jié)構(gòu)的無(wú)碳化物貝氏體鋼，該貝氏體組織的板條厚度為30～80 nm，殘余奧氏體(RA)主要呈薄膜狀與貝氏體鐵素體板條(BF)平行分布。因其具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能而有望替代高錳鋼、高鉻鑄鐵和高速鋼等傳統(tǒng)耐磨鋼鐵材料，應(yīng)用于礦山機(jī)械、重載設(shè)備及鐵路軌道等領(lǐng)域。研究學(xué)者[5-8]就無(wú)碳化物貝氏體鋼在不同摩擦磨損條件下的應(yīng)用展開(kāi)了廣泛研究，一致發(fā)現(xiàn)無(wú)碳化物貝氏體鋼表現(xiàn)出良好的耐磨性能。

本文從制備工藝設(shè)計(jì)、顯微組織成分、化學(xué)元素及摩擦磨損-疲勞交互機(jī)理等影響無(wú)碳化物貝氏體鋼摩擦磨損性能的方面進(jìn)行綜述，對(duì)其研究現(xiàn)狀和發(fā)展前景進(jìn)行總結(jié)，以期為提高無(wú)碳化物貝氏體鋼摩擦磨損性能研究提供理論參考。

1 制備工藝設(shè)計(jì)對(duì)貝氏體鋼摩擦磨損性能的影響

最常見(jiàn)的貝氏體鋼生產(chǎn)工藝是利用Ms點(diǎn)以上等溫轉(zhuǎn)變或連續(xù)冷卻獲得貝氏體鋼，而對(duì)于等溫轉(zhuǎn)變制備貝氏體鋼最重要的物理參數(shù)便是等溫溫度和等溫時(shí)間了。Wei等[9]研究了一種低碳鋼在低于和高于Ms點(diǎn)的等溫淬火后的組織和磨損性能，發(fā)現(xiàn)在低于Ms點(diǎn)的等溫淬火中的預(yù)成形馬氏體使得貝氏體轉(zhuǎn)變加快，獲得了更細(xì)的貝氏體板條，而耐磨性的提升受硬度和沖擊韌性的的影響。

對(duì)于在較高溫度下等溫淬火的試樣，較厚的貝氏體板條明顯降低沖擊韌性，導(dǎo)致質(zhì)量損失增加，在較長(zhǎng)的轉(zhuǎn)變時(shí)間內(nèi)，沖擊韌性略有提高，但硬度降低。因此，質(zhì)量損失在更長(zhǎng)的等溫時(shí)間內(nèi)增加，在低于Ms點(diǎn)溫度下處理的樣品表現(xiàn)出最佳的磨損性能。對(duì)于在Ms點(diǎn)以下制備貝氏體鋼能夠提升力學(xué)性能，Moghaddam等[10]對(duì)比了不同等溫溫度下的納米結(jié)構(gòu)無(wú)碳化物貝氏體鋼的滑動(dòng)磨損行為，在230℃和320℃等溫淬火的樣品中，230℃下的等溫轉(zhuǎn)變溫度可以獲得更精細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)。微觀結(jié)構(gòu)越細(xì)，微組分之間的界面數(shù)量越多，因此位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙也越多，更高的位錯(cuò)阻力為塑性變形層提供了更好的支撐。研究認(rèn)為，塑性變形層的性質(zhì)、機(jī)械穩(wěn)定性和厚度以及底層基體對(duì)塑性變形的抗力是決定材料耐磨性的主要影響因數(shù)。

現(xiàn)階段，基于熱處理工藝改善貝氏體鋼的耐磨性能的思路主要是獲得更細(xì)小的貝氏體組織，以此在磨損過(guò)程中為表層提供更強(qiáng)的抗塑性變形能力。高溫軋制變形、激光重熔、電弧增材制造和深冷處理等[11-13]工藝相比于傳統(tǒng)的等溫淬火工藝均能進(jìn)一步細(xì)化組織，提高強(qiáng)韌性及耐磨性，但以上工藝制備復(fù)雜、成本較高。

2 顯微組織成分對(duì)貝氏體鋼摩擦磨損性能的影響

金屬材料的磨損行為在很大程度上取決于其微觀結(jié)構(gòu)。材料的微觀結(jié)構(gòu)決定了磨損性能，如硬度、加工硬化能力、粘合強(qiáng)度等。因此，通過(guò)控制無(wú)碳化物貝氏體鋼的微觀結(jié)構(gòu)來(lái)優(yōu)化磨損性能是非常重要的。Rezende等[14]研究了車輪鋼貝氏體和珠光體組織的磨損行為，通過(guò)實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，貝氏體組織比珠光體組織具有更高的初始和最終硬度，從而降低了質(zhì)量損失。貝氏體微觀結(jié)構(gòu)在體積上吸收了更多的塑性變形，減少了摩擦接觸面的加工硬化層。Liu等[15]研究了殘余奧氏體穩(wěn)定性對(duì)沖擊磨損耐磨性的影響，實(shí)驗(yàn)證明，殘余奧氏體的高機(jī)械穩(wěn)定性提高了貝氏體鋼的耐磨性。然而，當(dāng)殘余奧氏體穩(wěn)定性足以抑制殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變時(shí)，耐磨性惡化。

蘇斌等[16]研究了無(wú)碳化物貝氏體車輪鋼在高溫環(huán)境下服役的力學(xué)性能與殘余奧氏體穩(wěn)定性的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)測(cè)試溫度在300℃時(shí)，熱力耦合作用下的殘余奧氏體穩(wěn)定性最低，貝氏體車輪鋼在高應(yīng)變下保持高的加工硬化率，在此時(shí)具有最好的強(qiáng)度與塑性匹配。Shah等[17]研究了3種具有不同微觀結(jié)構(gòu)但硬度相似的鐵合金的三體磨料磨損行為，雖然合金的硬度相似，但由于微觀結(jié)構(gòu)中磨損機(jī)制的不同，磨損率卻截然不同。由于奧氏體應(yīng)變誘導(dǎo)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，所以具有細(xì)貝氏體板條的無(wú)碳化物貝氏體鋼具有更好的耐磨性。

雖然無(wú)碳化物貝氏體鋼的優(yōu)異耐磨性相比于其他鋼種已經(jīng)得到廣泛證明，但依然無(wú)法解決碳元素在貝氏體鋼中分配不均勻?qū)е庐a(chǎn)生塊狀殘余奧氏體的問(wèn)題。在處于較高的應(yīng)力應(yīng)變狀態(tài)下，薄膜狀殘余奧氏體在TRIP效應(yīng)作用下會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，從而鈍化裂紋尖端，避免裂紋向基體深處快速延伸，而塊狀殘余奧氏體在磨損初期受到小應(yīng)變影響就會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)楦邚?qiáng)脆性馬氏體，形成局部應(yīng)力突增，反而促進(jìn)微裂紋的擴(kuò)展，從而加速摩擦磨損疲勞。

3 化學(xué)成分對(duì)貝氏體鋼摩擦磨損性能的影響

合理調(diào)整鋼鐵材料的化學(xué)成分，是提高金屬材料強(qiáng)韌性必不可少的方法。C是鋼鐵材料中最基本的合金元素，雖然增加C含量可顯著提高鋼的高強(qiáng)度和高硬度以及增加了殘余奧氏體的含量，但材料的塑性韌性大大降低，且轉(zhuǎn)變時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，嚴(yán)重影響工業(yè)化應(yīng)用[3]。Gola等[18]對(duì)含碳量為0.3C和0.4C的無(wú)碳化物貝氏體鋼進(jìn)行了磨粒磨損實(shí)驗(yàn)測(cè)試，經(jīng)過(guò)磨損后，表面淺層組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了不同程度的塑性變形，并且變形方向沿著磨損方向排列，而隨著距材料表層深度的增大，組織結(jié)構(gòu)變形程度也逐步降低，并且由于0.3C貝氏體鋼的硬度遠(yuǎn)小于0.4C貝氏體鋼硬度，在同樣的應(yīng)力水平下，硬度越低，材料的塑性變形越大。

陳顏堂等[19]研究了2種Si含量分別為0.34%和1.45%的貝氏體鋼的沖擊磨損性能。研究結(jié)果表明：Si含量為1.45%的貝氏體鋼具有較強(qiáng)的加工硬化性能，經(jīng)過(guò)沖擊磨損試驗(yàn)后，表面較粗糙，因此其抗沖擊磨損性能明顯低于Si含量為0.34%的貝氏體鋼。Al同樣能夠抑制碳化物析出并增加貝氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力，進(jìn)而促進(jìn)貝氏體轉(zhuǎn)變。Wang等[20]總結(jié)了不同Al含量貝氏體鋼耐磨性的影響，在干滑動(dòng)磨損機(jī)制下，Al促進(jìn)了磨損過(guò)程中氧化膜的形成，提高了耐磨性，在高溫下，磨損表面被氧化膜覆蓋，樣品表現(xiàn)出磨粒磨損和粘著磨損機(jī)制，然而在低溫下，磨損表面很難生成氧化膜，導(dǎo)致嚴(yán)重磨損。

其他諸如Mn、Ni、Cr、Mo等合金元素對(duì)于貝氏體鋼性能的研究已有多次報(bào)道[21]。當(dāng)前多種微合金元素(如V、Nb、Ti)復(fù)合作用機(jī)制對(duì)無(wú)碳化物貝氏體鋼性能的研究還并未深入，通過(guò)微量元素的合理添加能夠充分挖掘無(wú)碳化物貝氏體鋼的性能潛力，對(duì)該鋼的應(yīng)用推廣具有重要意義。

4 摩擦磨損-疲勞交互作用下對(duì)貝氏體鋼摩擦磨損性能的影響

鋼鐵材料在摩擦磨損過(guò)程中常常伴隨著疲勞損傷，摩擦磨損導(dǎo)致磨損-疲勞的失效行為與單一磨損失效或疲勞失效有所不同。它與摩擦磨損導(dǎo)致的表面材料流失、塑性變形和結(jié)構(gòu)演變等都有關(guān)聯(lián)，且在不同疲勞應(yīng)力下的表現(xiàn)還有所差異[22]。

許多疲勞都是由裂紋的萌生和擴(kuò)展而產(chǎn)生的。Kumar等[23]等對(duì)不同形態(tài)的貝氏體組織疲勞裂紋擴(kuò)展行為進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，貝氏體鐵素體和殘余奧氏體形態(tài)最粗，殘余奧氏體含量最高的試樣裂紋擴(kuò)展閾值最大；在不同的等溫條件下，當(dāng)裂紋尖端張開(kāi)位移達(dá)到相應(yīng)的貝氏體板條厚度時(shí)，試樣達(dá)到了閾值；在裂紋擴(kuò)展第二階段，板條厚度最大、奧氏體含量最高的試樣裂紋擴(kuò)展速度略慢于其他試樣，這可以歸因于相變誘導(dǎo)的可塑性。Gao等[24]闡明不同形貌的殘余奧氏體在亞表面疲勞裂紋萌生過(guò)程中的重要作用，小裂紋尖端前方的片間膜狀殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，阻止了小裂紋的擴(kuò)展，改變了主動(dòng)滑移體系；然而，位于原奧氏體晶界處的塊狀殘余奧氏體由于在殘余奧氏體中更容易激活移，導(dǎo)致了沿晶疲勞裂紋。有實(shí)驗(yàn)證據(jù)表明，控制裂紋擴(kuò)展的參數(shù)與貝氏體塊體之間的晶體取向與相鄰貝氏體板條滑移面之間的傾斜/扭轉(zhuǎn)勢(shì)能角有關(guān)[25]。

摩擦磨損-疲勞的交互完整系統(tǒng)包括了滾動(dòng)、滑動(dòng)、微動(dòng)等多種磨擦形式，不過(guò)由于當(dāng)前預(yù)測(cè)摩擦磨損-疲勞壽命的重點(diǎn)，主要在于疲勞中小裂紋在磨擦層內(nèi)的形成和延伸等階段，因此導(dǎo)致失效的疲勞小裂紋必須是先受接觸面和表面塑性變形的影響。研究在摩擦磨損-疲勞交互作用下的斷裂形成和延伸規(guī)律和行為機(jī)制，是解決預(yù)測(cè)摩擦磨損-疲勞壽命的重要工具[26]。

5 總結(jié)與展望

無(wú)碳化物貝氏體鋼是鋼鐵耐磨材料發(fā)展中最具前景的材料之一。與傳統(tǒng)的耐磨鋼鐵材料(高錳鋼、高鉻鑄鐵、高釩高速鋼)相比，無(wú)碳化物貝氏體鋼合金元素設(shè)計(jì)成本低廉、制備工藝簡(jiǎn)單，其提高耐磨性的途徑主要是：獲得高強(qiáng)韌性的基體組織，細(xì)化亞結(jié)構(gòu)。因此，開(kāi)展無(wú)碳化物貝氏體的摩擦磨損機(jī)理研究，對(duì)于豐富摩擦學(xué)理論和拓展耐磨金屬材料領(lǐng)域具有重要意義。

1)現(xiàn)階段長(zhǎng)時(shí)間的制備周期是制約無(wú)碳化物貝氏體鋼工業(yè)應(yīng)用所面臨的主要困難，需要開(kāi)發(fā)新型復(fù)合工藝來(lái)縮短制備周期及獲得更加穩(wěn)定細(xì)小的基體組織。

2)目前合金成分還須不斷優(yōu)化，進(jìn)一步研究添加元素、輔助添加相對(duì)無(wú)碳化物貝氏體鋼抗磨的影響作用，獲得成分-組織結(jié)構(gòu)-摩擦磨損機(jī)理的對(duì)應(yīng)關(guān)系。

3)基于摩擦磨損性能、力學(xué)性能和其他性能的需求，調(diào)控?zé)o碳化物貝氏體中關(guān)鍵組織結(jié)構(gòu)的形態(tài)、分布和界面關(guān)系，解決傳統(tǒng)金屬材料中摩擦學(xué)性能與其他性能難以平衡的問(wèn)題。

4)研究無(wú)碳化物貝氏體鋼在不同工況條件下的磨損機(jī)制具有重大實(shí)際意義，為解決苛刻工況下傳統(tǒng)合金磨損嚴(yán)重的難題指明了方向。