熱處理工藝對新型輕質奧氏體耐磨鋼的組織與力學性能的影響

彭世廣，宋仁伯，王　威，譚志東，蔡長宏，王林煒杰

(北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083)

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熱處理工藝對新型輕質奧氏體耐磨鋼的組織與力學性能的影響

彭世廣，宋仁伯，王威，譚志東，蔡長宏，王林煒杰

(北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083)

以新型輕質高錳、高鋁的奧氏體耐磨鋼為研究對象，利用XRD，OM，SEM，EDS觀察顯微組織和析出物，研究不同的熱處理工藝對新型鋼種的組織與力學性能影響。結果表明：該新型輕質奧氏體耐磨鋼的最佳優化熱處理工藝為1050℃保溫1h水韌，550℃時效2h，空冷。在最佳熱處理工藝條件下奧氏體基體內彌散析出細小的鈣鈦礦結構(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物顆粒，不僅強化了奧氏體基體，其力學性能也得到明顯改善；最優工藝處理后實驗鋼的硬度、強度、沖擊韌度達到了最佳匹配，其抗拉強度為825MPa，屈服強度為574MPa，沖擊韌度值為156J/cm2(V型缺口)，硬度為271HB；與只進行水韌處理相比實驗鋼的屈服強度提高40.0%，硬度提高32.2%。

輕質；奧氏體；耐磨鋼；彌散析出；κ-碳化物

高錳鋼作為耐磨材料，在抵抗大沖擊載荷作用下的磨料磨損或鑿削磨損方面，其優異的耐磨性是其他材料所無法比擬的[1-3]。隨著冶金、礦山等行業設備大型化，如采礦、破碎、挖掘設備等，其耐磨配件重達幾噸到幾十噸，而傳統高錳鋼(ZGMn13)由于屈服強度和初始硬度低等原因，已不能滿足這些大型厚壁耐磨件的要求。近年來，由于輕質高錳、高鋁的奧氏體鋼具有優異的綜合力學性能引起了國內外學者的關注[4-7]。它不僅具有高錳鋼的高韌性、強塑性以及超高錳鋼的強加工硬化能力，而且具有較高的初始硬度和屈服強度。這不僅可明顯提高產品的耐磨性和壽命，還可顯著降低其耐磨配件的質量，達到節能減排的目的；據文獻[8-10]表明，每增加1%(質量分數)的鋁，密度約降低1.3%。

目前，國內外諸多學者對輕質高錳、高鋁的奧氏體鋼熱處理工藝展開大量的工作，并已取得一定的效果[3,8]。Ding等[11]研究Fe-Mn-(A1,Si)單相奧氏體鋼時，在熱軋后采用1100℃保溫1h水淬，發現了退火孿晶的存在。Yoo等[12]研究Fe-28Mn-9Al-0.8C鋼，在1200℃保溫2h熱軋，1000℃退火1h后冷軋，在1000℃以上水淬(分別保溫1，10min，1h)后為單相奧氏體組織，但仍發現大量的退火孿晶，得出由于晶粒尺寸隨著固溶時間延長而增大，導致其強度降低，且晶粒尺寸嚴重影響加工硬化率的結果；楊富強等[13,14]對Fe-27Mn-11Al-0.95C鋼的組織和力學性能研究時發現在熱軋后以及950～1100℃固溶水淬后均發現退火孿晶，并確定該鋼在950℃以上退火具有良好的強韌性。但以上的研究對象均為鍛造，熱軋或冷軋態后的材料，由于在鍛造或熱軋時會發生塑性變形而產生加工硬化以及動態再結晶，甚至形成孿晶。在冷軋時，晶粒破碎，位錯密度增加，且金屬內部的組織結構發生很大的變化，晶粒隨著變形量的增加沿變形方向被拉長，當變形程度很大時晶粒變為纖維狀，使金屬性能呈現方向性。然而，有關熱處理對鑄態高錳、高鋁的奧氏體鋼組織和性能的影響鮮有報道；為此，本工作所用材料直接從高錳、高鋁的輕質奧氏體鋼的鑄坯取樣。為了改善前期只有水韌而無時效處理實驗鋼的硬度和屈服強度不足的問題，將全面對新鋼種進行低溫時效和高溫時效，研究時效溫度和時效時間對新型輕質奧氏體耐磨鋼力學性能的影響，揭示鑄態與軋態的強韌化規律的不同之處，并進一步確定最佳的熱處理工藝。

1　實驗材料與方法

1.1新型輕質奧氏體耐磨鋼的化學成分

向鋼中加適量的鋁是降低產品密度的最有效方法，進而降低設備在工作時的能耗。在高錳鋼耐磨鑄件中加入適量的鋁不僅可改善高錳鋼奧氏體晶粒異常長大的問題，還可以減少并消除高錳鋼鑄態組織中的網狀二次碳化物，提高高錳鋼的鑄態沖擊韌度值，并且可提高鑄態奧氏體基體加工硬化能力，在厚壁件上鋁的這些作用更大。加入適量的鋁，通過改進熱處理工藝，可以進一步優化材料的強韌性、耐磨性和加工硬化能力，提高其使用壽命。考慮鋁是縮小奧氏體區元素，為了在室溫得到全部奧氏體組織，相應地提高錳含量。一定的碳含量可以保證奧氏體基體中有足夠多的Mn-C偶極子(Mn-C dipoles)，增強鋼的固溶強化能力，從而改善其耐磨性，但過高的碳會使鋼在時效時明顯脆化。當硅含量較高時，高錳鋼產生粗晶，促進碳化物沿晶界析出，降低鋼的韌性和耐磨性；當硅含量較少時，碳化物常呈針片狀，降低鋼的沖擊韌度。加入微量的硼來細化組織和強化晶界，可以提高本鋼種的耐磨性。表1列出了新型輕質奧氏體耐磨鋼的化學成分。

表1　新型輕質奧氏體耐磨鋼的化學成分(質量分數/%)

1.2熔煉與試樣制備

實驗材料在25kg真空感應爐中熔煉，首先將純鐵以及C，Si，Mn等熔化，待溫度至1550℃左右時加Al，冶煉1h左右完成。在1500～1530℃出鋼，在1430～1450℃澆注金屬模具型腔中(取鑄件壁厚∶鑄型壁厚=1∶0.6，脫模傾斜度約7°，澆注的鑄坯尺寸為100mm×100mm×100mm),并從鑄坯上線切割尺寸為12mm×12mm×100mm的條狀熱處理試樣。低溫時效的實驗采用正交實驗方案，熱處理正交實驗選取水韌溫度、保溫時間、時效溫度和時效時間4個影響因素，每個因素分別取3個水平。選擇水韌溫度1000，1050，1100℃；保溫時間0.5，1.0，1.5h；低溫時效溫度選取250，300，350℃；時效時間2，3，4h。選擇的正交表是L9(34)，正交實驗的因素和水平具體數據如表2所示。高溫時效采用1050℃保溫1h后水韌，在550℃保溫不同時間時效(1，2，3，4h)。

表2　新型輕質奧氏體耐磨鋼正交實驗因素和水平具體數據

1.3力學性能測試及組織觀察

經熱處理的輕質奧氏體鋼常溫拉伸試驗在WDW-02A微機控制電子式萬能試驗機上進行，按照GBT 228-2010《金屬材料室溫拉伸試驗方法》，取得橫截面積為φ5mm圓形比例試樣，應變速率10-3s-1；常溫沖擊試驗在ZBC2452-B擺錘沖擊試驗機上進行，沖擊試樣為10mm×10mm×55mm的V型缺口標準試樣；硬度測試在數顯布氏硬度計XHB-3000上進行；每組熱處理工藝下均選取3個試樣進行，結果取其平均值。金相試樣用4%的硝酸酒精浸蝕，并在Axio Imager M2m顯微鏡下進行，并用配備了X射線能譜儀(EDS)的Zeiss Ultra 55掃描電鏡觀察不同工藝下鋼種的顯微組織、析出物成分及沖擊斷口形貌。根據阿基米德原理，利用Sartorius BSA2245電子分析天平測量并計算得到實驗鋼的密度為6.84g/cm3，與純鐵相比，密度下降約12.3%。

2　結果與分析

2.1不同熱處理工藝的力學性能

表3為不同熱處理工藝下奧氏體耐磨鋼的力學性能檢測結果。根據正交實驗原理，極差越大，表明該因素對實驗結果的影響越大。優化熱處理工藝的根本目的是保證較高沖擊韌度和斷后伸長率的前提下，最大幅度地提高新型輕質耐磨鋼的初始硬度和屈服強度。

表3　不同熱處理工藝條件下輕質奧氏體耐磨鋼的力學性能

Note: S1-S3:Rm, MPa; R1-R3:Rp0.2, MPa; T1-T3:ak; U1-U3: HB.

由表3極差分析可知，在本實驗的條件范圍內，水韌溫度、保溫時間、時效溫度、時效時間4個因素對合金性能影響大小的差距不大。其中，各因素對屈服強度的影響大小順序為：時效時間>水韌溫度>時效溫度>水韌保溫時間。對抗拉強度的影響大小順序為：時效溫度>時效時間>水韌溫度>水韌保溫時間。對抗沖擊韌度的影響大小順序為：水韌溫度>時效時間>水韌保溫時間>時效溫度。對硬度的影響大小順序為：水韌保溫時間>時效時間>時效溫度>水韌溫度。

圖1為水韌溫度、保溫時間、時效溫度、時效時間與無時效工藝的硬度和屈服強度、沖擊韌度的影響趨勢圖。從圖1可以看出水韌+低溫時效工藝對該鋼種的性能并無太大影響，其硬度最大提高了3.1%，屈服強度最大提高了4.3%。而表1最佳性能工藝為5號：1050℃保溫1h水韌+350℃時效2h。

表4為輕質奧氏體耐磨鋼水韌處理后經550℃不同時間時效后的力學性能檢測結果。

圖1　各因素對輕質奧氏體耐磨鋼的性能影響(a)水韌溫度；(b)保溫時間；(c)時效溫度；(d)時效時間Fig.1　The factors influence on the performance of the light-mass austenitic wear-resistant steel(a)water toughening temperature;(b)holding time;(c)aging temperature;(d)aging time

HeattreatmentRm/MPaRp0.2/MPaA/%ak/(J·cm-2)HB1050℃+550℃,1h798500431932371050℃+550℃,2h825574321562711050℃+550℃,3h84063029752851050℃+550℃,4h9006892765308

從表4可以看出550℃高溫時效時其硬度、抗拉強度、屈服強度隨著時間的延長明顯提升，但同時降低了沖擊韌度和斷后伸長率。本實驗新型鋼種主要用于大型球磨機、破碎機等厚壁耐磨件，要求高韌性、高屈服以及較高的初始硬度等性能。圖2為1050℃水韌+550℃分別時效1～4h后與低溫時效(1050℃保溫1h水韌+350℃時效2h)以及無時效工藝的力學性能對比曲線。

圖2　高溫時效與低溫時效以及無時效的力學性能對比Fig.2　The mechanical properties of high-temperature aging compared with low-temperature aging and non-aging

從圖2可以看出，在550℃時效2h后綜合力學性能達到最佳值，與常規水韌處理相比Rp0.2提高到574MPa(提高了40.0%)，硬度提高到271HB(提高了32.2%)。而3h和4h時效后雖然硬度和屈服值較高，但其沖擊韌度較低(分別為75，65J/cm2)，不能滿足對沖擊韌度要求較高的大型球磨機、破碎機的使用；如果在低沖擊載荷工作的部件可以采用550℃長時間的時效來提高其初始硬度和屈服強度，以保證其使用壽命。

2.2熱處理工藝對實驗鋼顯微組織和斷口形貌的影響

2.2.1顯微組織

為了獲得不同工藝下力學性能差異的原因，分別對無時效和高溫時效后的試樣進行觀察和分析，利用光學顯微鏡、掃描電鏡觀察顯微組織以及析出物形貌，采用XRD，EDS分析相組成和析出物成分。圖3為不同工藝條件下輕質奧氏體耐磨鋼的XRD、顯微組織及EDS結果。從圖3(a)，(b)可以看到本實驗新型鋼種為單相的奧氏體組織，并沒有發現退火孿晶。經過高溫550℃時效不同時間后發現，隨著時效時間的延長奧氏體基體以及晶界處出現不同尺寸的碳化物。在1～2h內首先在晶內彌散析出大量細小的碳化物，如圖3(c)圓圈所示。經EDS分析，發現該碳化物為高錳、高鐵、高鋁的碳化物，如圖3(d)所示，結合表4的結果推斷出該析出物彌散強化了基體，提高了強度。而在550℃時效3～4h后，這種碳化物除了在晶內長大，在晶界處也會因長大而成為粗大的碳化物，由于制樣過程中晶界處的碳化物被磨掉，致使SEM照片中有碳化物脫落后的坑體出現，如圖3(e)右上角放大區域以及圖3(f)所示。據文獻資料表明[10,15-18]，該析出物為(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物，一種具有L′l2型面心結構的有序相。諸多學者[19-21]對汽車用Fe-(7～10)Al-(28～32)Mn-(0.54～2)C(質量分數/%)系列鋼進行淬火或時效處理，結果證實這種κ相是調幅分解產物；碳成分有貧碳區和富碳區沿著〈100〉呈波浪分布，貧碳區具有無序結構，富碳區形成具有鈣鈦礦結構(CaTiO3)的L′l2型有序相即κ系碳化物[22,23]。當細小的κ-碳化物在晶內析出時，可以抑制裂紋的擴展，保證了鋼種優異的力學性能；當該碳化物在晶界析出時會引起裂紋萌生，進而導致韌、塑性降低[8]。這與本工作實驗結果完全相符合。

圖3　不同工藝下輕質奧氏體耐磨鋼的顯微組織、XRD與EDS分析　(a)無時效組織；(b)無時效XRD；(c)550℃時效2h后的SEM；(d)550℃時效2h的EDS；(e)550℃時效3h；(f)550℃時效4h后的SEMFig.3　The microstructure, XRD and EDS of the light-mass austenitic wear-resistant steel under different heat treatments(a)non-aging microstructure;(b)XRD of fig.(a);(c)SEM at 550℃ aging for 2h;(d)EDS of fig.(c);(e)SEM at 550℃ aging for 3h;(f)SEM at 550℃ aging for 4h

2.2.2斷口形貌

不同工藝下的沖擊斷口形貌如圖4所示。低溫時效圖4(b)與無時效圖4(a)對比其斷口形貌看不出差別，斷口上均分布著大量的近似等軸韌窩，韌窩通過撕裂棱相互連接起來，韌窩和撕裂棱有規則地分布，在韌窩的底部有小塊第二相粒子，形成微孔裂紋的核心，為典型的微孔聚集型韌性斷裂機制，進一步觀察發現是沿晶界微孔聚合，如圖4(b)所示。而經過高溫時效的形貌發生明顯變化，550℃時效1h后斷口由尺寸不均、排列無規則且較淺的韌窩組成如圖4(c)所示，與無時效斷口形貌相比，時效后斷口上的深度較大的韌窩數量減少，撕裂棱高度降低，導致其韌性和塑性降低。經過550℃時效2h后斷口由大量細小韌窩區域和部分準解理區域組成；準解理區域小斷裂面存在類似的“河流花樣”，且這些小斷裂面間的連接上又有韌性斷裂的特征如韌窩帶，如圖4(d)右上角放大所示，其斷裂仍屬于韌性斷裂。經過550℃時效3h后斷口由少量細小韌窩區域、準解理區、少量的解理臺階混合組成；解理臺階發源于晶界，同時向兩側擴展，如圖4(e)右上角放大所示；結合斷后伸長率和沖擊韌度判斷其斷裂表現為混合斷裂，與表4沖擊韌度結果相吻合。經過550℃時效4h后斷口為由少量細小韌窩和部分沿晶斷口組成，細小韌窩如圖4(f)右上角放大所示，并且發現沿晶二次裂紋；其斷裂屬于混合斷裂，這也很好地解釋了其沖擊韌度較低的原因。

圖4　不同工藝下沖擊斷口的形貌　(a)1050℃;(b)1050℃+350℃/2h;(c)1050℃+550℃/1h;(d)1050℃+550℃/2h;(e)1050℃+550℃/3h;(f)1050℃+550℃/4hFig.4　The morphology of impact fracture under different heat treatments　(a)1050℃;(b)1050℃+350℃/2h;(c)1050℃+550℃/1h;(d)1050℃+550℃/2h;(e)1050℃+550℃/3h;(f)1050℃+550℃/4h

3　結論

(1)優化出新型輕質高錳、高鋁奧氏體耐磨鋼的最佳熱處理工藝：加熱至1050℃，1h水韌，再經550℃時效2h，空冷處理。該工藝條件下奧氏體晶內細小顆粒狀碳化物彌散分布，力學性能明顯改善，抗拉強度為825MPa，屈服強度為574MPa，沖擊韌度為156J/cm2，硬度為271HB，斷后伸長率為32%，硬度、強度、沖擊韌度達到了最佳匹配值；與只有水韌處理相比屈服強度提高了40.0%，硬度提高了32.2%。

(2)時效前后沒有發現孿晶的存在，且低溫時效(250～350℃)在短時間內(本實驗最長時間4h)對新型輕質高錳、高鋁奧氏體耐磨鋼的微觀組織和力學性能并無明顯改善。高溫時效(550℃)對其微觀組織和力學性能具有顯著的影響。550℃時效2h在奧氏體晶內彌散析出了細小的鈣鈦礦結構(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物顆粒，強化了奧氏體基體，提高了鋼的力學性能；時效3h后在奧氏體晶界處析出大量粗大(Fe,Mn)3AlC的κ-碳化物，導致沖擊韌度、斷后伸長率等性能惡化。

(3)550℃高溫時效時，隨著時效時間延長，其斷裂機理發生明顯改變。550℃時效1～2h后為韌性斷裂，斷口由大量細小韌窩區域和少量準解理區域組成。經過550℃時效3h后其斷口由少量細小韌窩、部分準解理區和少量的解理臺階組成，4h時效后出現部分沿晶斷口，甚至有沿晶二次裂紋，其斷裂屬于混合斷裂。

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Effect of Heat Treatments on Microstructure and Mechanical Properties of Novel Light-mass Austenitic Wear-resistant Steel

PENG Shi-guang,SONG Ren-bo,WANG Wei,TAN Zhi-dong,CAI Chang-hong,WANG Lin-weijie

(School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

A novel light-mass high Mn-Al austenitic wear-resistant steel was selected as the research object. The microstructure and precipitates were examined by X-ray diffraction (XRD), optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM) and energy dispersive spectrometer (EDS). Effect of heat treatments on microstructure and mechanical properties of the novel steel was studied. Results show that the optimum heat treatment is water toughening at 1050℃ for 1h and aging at 550℃ for 2h, air cooling. Under the condition of the optimum heat treatment, fine (Fe,Mn)3AlC carbides which have a perovskite structure are found to precipitate within the austenite matrix. The fine carbides not only strengthen the austenitic matrix, but its mechanical properties are also improved significantly. The hardness, strength, impact toughness of the experiment steel under the optimal heat treatment reach the best match with a tensile strength of 825MPa, a yield strength of 574MPa, a impact toughness values (V-notch) of 156J/cm2, a surface hardness of 271HB. Compared with that of the conventional treatment, the yield strength and hardness increase by 40.0% and 32.2%, respectively.

light-mass;austenite;wear-resistant steel;disperse precipitation;κ-carbide

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.09.004

TG142.25

A

1001-4381(2016)09-0024-08

2015-05-20；

2016-06-30

宋仁伯(1970-)，男，博士，教授，從事金屬材料組織和性能控制研究，聯系地址：北京市海淀區學院路30號北京科技大學材料科學與工程學院材料加工系409室(100083)，E-mail:songrb@mater.ustb.edu.cn