熱處理對復合鑄造高鉻高碳鋼/碳鋼耐磨材料微觀組織及力學性能的影響

高志喆， 陳小艷， 王永金， 蘇盛睿， 陳俊豪， 李佳康， 陳正家

(1. 鞍山鋼鐵集團有限公司 大孤山球團廠， 遼寧 鞍山 114004；2. 北京科技大學 材料科學與工程學院， 北京 100083)

雙金屬材料由于具有獨特的物理和力學性能，可以將相似或不同的兩種材料結合而制成，作為一種先進的功能材料，在許多領域得到了廣泛的應用[1]。耐磨鋼通常無法兼具高硬度和高韌性，然而雙金屬復合鑄造可以使耐磨鋼在保證高硬度、高耐磨性的同時具有較高的韌性，以應對在具有磨損和沖擊載荷的環境下使用。雙金屬復合鑄造一般選擇性能優勢互補的兩種材料[2]。本研究選擇了高鉻高碳鋼作為耐磨層，低碳鋼作為基體層。高鉻高碳鋼相比于高鉻鑄鐵來說，雖然高鉻鑄鐵的硬度和耐磨性更具優勢[3]，但高鉻高碳鋼具有更好的硬度韌性配合，同時還具備更好的耐腐蝕性能。一般耐磨鋼的工作環境中，除了磨損和一定的沖擊載荷外，腐蝕情況也同時存在。因此，高鉻高碳鋼更適合復雜條件下的耐磨環境。低碳鋼作為基體層，提供足夠的韌性，同時減少了合金元素的添加，降低成本。目前雙金屬的制備方法有鑄造、擴散連接、軋制、擠壓、熔覆和粉末冶金[1,4-5]等。其中，液-固復合鑄造是一種簡單、經濟、有效的制備雙金屬復合材料的方法。

綜上，本文利用液-固復合方法制備得到高鉻高碳鋼/碳鋼復合耐磨鋼，對鑄態復合耐磨鋼進行不同的熱處理，并對其進行微觀組織結構觀察與力學性能測試，分析了耐磨層的硬化機理與基體層的韌化機理。

1 試驗材料及方法

以高鉻高碳鋼和低碳鋼作為原材料，采用液-固復合鑄造的方法制備了高鉻高碳鋼/碳鋼復合鑄坯。高鉻高碳鋼(耐磨層)與低碳鋼(基體層)化學成分如表1 所示。首先低碳鋼在真空熔煉爐中進行冶煉，隨后對低碳鋼的預接觸面進行研磨和拋光處理以提高界面結合強度。經過研磨、拋光處理的低碳鋼在700 ℃預熱20 min，然后將1500 ℃液態高鉻高碳鋼緩慢澆入裝有預熱低碳鋼的坩堝中，在空氣中冷卻至室溫。將復合鑄坯切成尺寸為15 mm×15 mm×60 mm長方體試樣用于兩種工藝熱處理試驗，具體熱處理方案如圖1 所示。

表1 高鉻高碳鋼和碳鋼的化學成分(質量分數，%)

圖1 熱處理工藝示意圖

對試樣進行研磨、拋光，用體積分數為4%的硝酸酒精侵蝕，在掃描電鏡(ZEISS MERLIN COMPACT SEM)下觀察其耐磨層基體層及結合界面的微觀組織結構。另外，采用TH320洛氏硬度計進行不同熱處理試樣的硬度測試，并按照GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》將試樣心部加工成標準的V口沖擊試樣，對其進行沖擊性能測試，隨后在掃描電鏡下觀察沖擊試樣斷口。

2 試驗結果及分析

2.1 微觀組織

鑄態復合耐磨試驗鋼的顯微組織如圖2所示，耐磨層由粒狀珠光體和網狀碳化物組成，見圖2(a)。由于試驗鋼中較高含量的Cr元素，根據計算相圖，如圖3所示，液相中首先會析出奧氏體。隨著溫度不斷降低，液相逐漸消失，幾乎在液相消失的同時，M7C3(M=Cr、Fe)型碳化物開始析出。然而，計算相圖是在完全平衡的狀態下，每個溫度下的各相比例，所以，在實際空冷條件下，無法達到平衡冷卻狀態。但可以推測在空冷條件下，液相中還是首先會析出奧氏體，形成許多奧氏體的形核點并長大，造成液相包圍奧氏體晶粒的狀態。由于不是完全平衡的狀態，以及奧氏體中可以固溶的C、Cr元素有限，C、Cr元素會被排擠到奧氏體周圍的液相中，造成成分偏析。隨著溫度的繼續降低，奧氏體晶粒不斷長大，無法固溶在奧氏體中的C、Cr元素在奧氏體晶界處聚集形成網狀的M7C3型碳化物。隨著溫度繼續降低，奧氏體轉變為鐵素體以及細小的碳化物(粒狀珠光體)，最終形成空冷后室溫下的耐磨層微觀組織。如圖2(c)所示，基體層微觀組織由針狀鐵素體和珠光體組成，這是典型的魏氏組織，是由粗大的奧氏體在較快的冷卻速度下形成的一種特殊的過熱組織。魏氏組織對沖擊性能有著很大的負面影響，因此，后續的熱處理是必要的，目的是同時改善耐磨層與基體層的微觀組織，提升力學性能。 耐磨層與基體層的結合界面如圖2(b)和圖4所示，通過線掃描可以看出結合界面處的元素分布是均勻的，說明耐磨層與基體層結合良好。

圖2 鑄態試驗鋼的微觀組織

圖3 JMatPro軟件計算所得不同溫度下耐磨層中平衡相種類與含量

圖4 試驗鋼耐磨層與基體層結合界面線掃描分析

經過兩種熱處理后試驗鋼的微觀組織如圖5所示。由圖5(a，b)可知，等溫淬火后耐磨層保留了網狀碳化物，但碳化物邊界模糊，這是由于第一階段880 ℃保溫過程中碳化物中的C擴散至奧氏體，使得奧氏體穩定性提高，保留至室溫。同時在無網狀碳化物的區域存在著被鐵素體包圍的奧氏體島，在鐵素體和奧氏體中均存在彌散細小的碳化物。然而，如圖5(d，e)所示，淬火-回火后的耐磨層網狀碳化物邊界清晰。無碳化物的區域是均勻的微觀組織，這些區域在高倍放大后可以看到細小的板條，如圖5(e)中黃色框內所示，說明這些區域在油冷條件下發生了馬氏體相變，淬火-回火后的耐磨層微觀組織由網狀碳化物、細小的粒狀碳化物和馬氏體組成。如圖5(c)所示，等溫淬火后基體層微觀組織轉變為塊狀的鐵素體與塊狀的珠光體；而在淬火-回火后，基體層轉變為板條馬氏體，并且原奧氏體晶界處形成了上貝氏體組織[6-7]。

圖5 經不同工藝熱處理后試驗鋼的微觀組織

2.2 力學性能

經過等溫淬火的耐磨層硬度為493 HBW，沖擊吸收能量為2.6 J，基體層沖擊吸收能量為79.2 J；經過淬火-回火的耐磨層硬度為629 HBW，沖擊吸收能量為1.6 J，基體的沖擊吸收能量為20.0 J，如圖6所示。淬火-回火后的耐磨層表現出的高硬度是由于非網狀碳化物區域的細小馬氏體結構所導致，但同時也使其沖擊性能下降。并且淬火-回火后基體層的微觀組織為板條馬氏體，原奧氏體晶界處產生了羽毛狀的上貝氏體組織，對沖擊性能產生了負面影響[8]。而等溫淬火耐磨層在880 ℃空冷后320 ℃保溫5.5 h，奧氏體沒有發生馬氏體相變，而是發生一種不完全轉變，部分奧氏體以島狀保留至室溫，其他區域轉變為鐵素體，同時彌散的碳化物存在于奧氏體和鐵素體中，因此，經等溫淬火后試驗鋼耐磨層硬度低于淬火-回火后的耐磨層。

圖6 經不同工藝熱處理后試驗鋼的硬度和沖擊性能

等溫淬火后的基體層微觀組織由鑄態的魏氏組織轉變為塊狀的鐵素體與珠光體，表現出較好的沖擊性能，遠高于淬火-回火后的基體層。經不同工藝熱處理后試驗鋼基體層的沖擊斷口形貌如圖7所示。等溫淬火后基體層的斷口部分區域為解理斷裂，部分區域出現了韌窩結構，對應了等溫淬火后基體層的微觀組織結構，鐵素體區域發生韌性斷裂，珠光體區域發生脆性斷裂。而淬火-回火后的基體層斷口則全部表現為解理斷裂特征，同樣也對應了淬火-回火后基體層馬氏體與上貝氏體的微觀組織結構。因此，等溫淬火后基體層沖擊性能高于淬火-回火后的基體層，這也與沖擊試驗結果相符合。采用復合鑄造方法的目的是為了提升在較高沖擊載荷下的耐磨性，基體層沖擊性能太低無法達到抗高沖擊載荷的目的。因此綜合各項性能，等溫淬火后的試驗鋼耐磨層硬度與基體層沖擊性能配合更佳。

圖7 經不同工藝熱處理后試驗鋼基體層的沖擊斷口形貌

3 結論

1) 鑄態高鉻高碳鋼/碳鋼復合材料耐磨層的微觀組織由網狀碳化物和粒狀珠光體組成；基體層為由粗大的奧氏體在較快冷速下形成的魏氏組織。

2) 等溫淬火后試驗鋼耐磨層形成了網狀碳化物+細粒狀碳化物+奧氏體+鐵素體的微觀組織，基體層形成了塊狀鐵素體與珠光體的微觀組織，獲得了較高的沖擊性能；淬火-回火后試驗鋼耐磨層形成了網狀碳化物+細粒狀碳化物+馬氏體的微觀組織，基體層形成馬氏體+上貝氏體的微觀組織。

3) 等溫淬火后試驗鋼耐磨層硬度為493 HBW，基體層沖擊吸收能量為79.2 J；淬火-回火后試驗鋼耐磨層硬度為629 HBW，基體層沖擊吸收能量為20.0 J；綜合各項力學性能，880 ℃保溫2 h空冷至320 ℃保溫5.5 h的等溫淬火為更優的熱處理工藝。