超高Ti耐磨鋼第二相粒子的析出行為研究

關鍵詞：超高Ti鋼；第二相粒子；Ti+Mo+C粒子；TiN粒子；固溶；枝晶尺寸；析出方式

材料磨損是導致很多設備和工件迅速失效的主要原因，碳化物顆粒增強型耐磨鋼由于具有良好的耐磨性，得到了廣泛應用。此類耐磨鋼主要依靠第二相粒子—TiC顆粒來提高硬度和耐磨性，其具有較高的熔點、硬度和強度，以及良好的熱穩定性、良好的耐磨損性能等，常用于制備高強度、高硬度、高耐磨零件和裝備。對于傳統耐磨鋼，通過添加合金元素、改變軋制和熱處理工藝等手段來控制其組織類型和晶粒尺寸，從而提升耐磨鋼的性能。對于碳化物顆粒增強型耐磨鋼，主要是靠第二相粒子來提高性能，但是第二相粒子的類型、形態、尺寸、分布及數量很難精準控制，并且第二相粒子的這些參數同鋼材的化學成分、冶煉、連鑄、軋制以及后續冷卻工藝都有很大關系，因此深入研究第二相粒子的形成及生長演變機理同化學成分和生產工藝的關系是生產高品質耐磨鋼的關鍵。實際生產的連鑄過程中，Ti很容易與N結合析出大尺寸TiN顆粒而影響耐磨鋼的性能。因此，本文對超高Ti耐磨鋼鑄坯及成品鋼板中的第二相粒子進行了表征統計，對第二相粒子的類型、形態、尺寸、分布及數量等與不同變形工藝及冷卻制度之間的關系進行了深入研究分析。

1 試驗材料和方法

試驗材料為超高Ti耐磨鋼，其主要化學成分包括0.25-0.35C、0.1-0.5Si、0.2-0.6Ti、0.3-0.9Cr、0.5-1.5Mn、0.2-0.6Ni、0.2-0.6Mo、鐵余量。首先在鑄坯1/4厚度處切取熱模擬試樣，利用Gleeble3800熱模擬試驗機進行固溶熱處理：將試樣以10 ℃/s的加熱速率加熱至固溶溫度 （800～1 300 ℃），保溫30 min， 然后快速冷卻，冷卻速率為100 ℃/s。

將熱模擬試樣從熱電偶焊點處切開，觀察試樣的橫截面形貌；試樣研磨拋光后，用光學顯微鏡觀察大尺寸（不小于1 μm）第二相粒子的形態和分布，利用掃描電鏡（SEM）觀察小尺寸（小于1 μm）第二相粒子形態和分布；利用電子探針（EPMA）對第二相粒子的成分進行分析，并利用夾雜物自動分析儀（ASPEX）對第二相粒子的形態、數量、尺寸、分布及成分進行統計分析，同時對試驗鋼鑄坯和軋制板材的第二相粒子進行分析。試驗鋼采用兩階段控制軋制，終軋溫度不高于900 ℃。

2 試驗結果與討論

2.1 金相觀察分析

光學顯微鏡觀察結果如圖2所示。結果表明：不管是原始鑄態試樣還是800～1 300 ℃固溶處理后試樣，第二相粒子均沿晶界析出，且均有團簇狀分布形態，原始鑄態和不同固溶溫度熱處理后，試樣晶粒尺寸相差不大，沒有明顯長大的趨勢，這是因為第二相粒子沿晶界析出，釘扎了晶界，阻礙了晶粒長大，可以達到細化晶粒的效果。此外，均勻分布的第二相粒子可以顯著提升鋼板的耐磨性能。

2.2 電子探針分析

利用EPMA的波譜儀（WDS）對鑄態試樣中的第二相粒子進行分析，發現第二相粒子形態主要為兩種：一種為長條狀，另外一種為方形或三角形等規則形狀，WDS結果分別如圖3和圖4所示。由圖3和圖4可知：長條狀粒子成分主要為C、N、Ti和Mo元素，其中N元素含量比較低，且N元素主要分布在粒子心部，這是因為TiN粒子的析出溫度高于TiC粒子，析出時TiN或者Ti（C， N）粒子首先析出，隨著冷卻的進行，含Mo元素的TiC粒子以兩種形式析出長大，一種是形核析出長大，另一種是Ti元素和Mo元素以TiN或者Ti（C，N）粒子為核心外延生長、析出長大，這種形式消耗的能量低，在冷卻過程中更容易實現。方形或三角形粒子是典型的TiN或者Ti（C，N）粒子，成分主要為C、N、Ti元素。為了更好地區分以上兩種粒子，將長條狀粒子定義為含Mo的TiC（命名為Ti+Mo+C）粒子，將方形或三角形等規則形狀粒子定義為TiN粒子。

2.3 SEM觀察分析

試樣中除金相觀察到的尺寸大于1 μm的第二相粒子外，還有尺寸小于1 μm的第二相粒子，利用場發射掃描電鏡觀察，形貌如圖5所示。由圖5可以看出：原始鑄態試樣以及固溶溫度稍低（溫度低于1 000 ℃）的試樣中，第二相粒子尺寸稍大，且第二相粒子帶有小翅膀，呈現星芒狀，隨著固溶溫度的升高，星芒狀的第二相粒子減少，粒子形狀以球形為主，且粒子數量增多。這再次說明第二相粒子析出時TiN粒子析出溫度高于Ti+Mo+C粒子，所以連鑄坯中的第二相粒子是TiN首先析出，然后冷卻過程中Ti元素和Mo元素以TiN粒子為質點，不斷析出聚集長大，所以Ti+Mo+C粒子中心點含有N元素，與EPMA的WDS結果（圖3和圖4）相符。在固溶處理過程中，隨著溫度的升高，呈現星芒狀的粒子開始溶解，部分已經聚集析出的Ti和Mo元素固溶到基體中，因此隨著固溶溫度的升高，基體中的第二相粒子尺寸減小、數量減少，且溫度高時第二相粒子呈現出剛剛形核的球形，這是因為條形和星芒狀第二相粒子溶解所至。尺寸小于1 μm的第二相粒子形貌和EDS結果如圖6和表1所示，EDS結果表明：尺寸小于1 μm的第二相粒子均為Ti+Mo+C粒子，幾乎沒有TiN粒子。原因可能是：在試驗溫度范圍內原位形核的Ti+Mo+C粒子僅發生部分溶解；還可能是由于第二粒子以TiN粒子為中心質點，邊部為Ti、C和Mo元素，因為N元素含量低，故能譜分析未能檢測到，所以EDS結果為Ti+Mo+C粒子。隨著固溶溫度的升高，第二相粒子中Ti元素和Mo元素的含量比值逐漸升高，如圖7所示。這說明低溫析出的含Mo相優先分解固溶到基體中，隨著溫度的升高，含Mo的Ti+Mo+C相繼續溶解，而TiN相沒有變化，因此隨著固溶溫度的升高，第二相粒子的w（Ti）/w（Mo）含量比升高。

2.4 ASPEX觀察分析

夾雜物自動分析儀ASPEX統計分析的第二相粒子在分析區域的分布如圖8所示，結果表明：鑄態及不同固溶溫度處理后，第二相粒子全部沿枝晶析出，原始枝晶大小、枝晶間距的寬窄決定了第二相粒子的分布，原始枝晶越小，枝晶間距越窄，第二相粒子分布就越均勻；鑄坯經軋制后，大尺寸第二相粒子減少，小尺寸粒子數量增多，可能是因為鑄坯經1 200 ℃加熱后，部分大尺寸第二相粒子發生分解固溶到基體中，在隨后的軋制和冷卻過程中沿原始奧氏體晶界析出，仍保持鑄態枝晶分布特征。所以，鑄態中第二相粒子分布越均勻，軋制后鋼板中第二相粒子分布就越均勻。因此，鑄坯中枝晶的控制非常重要，原始枝晶尺寸越小，第二相粒子分布就越均勻，有利于細化原始奧氏體晶粒，提高耐磨性能。同時，如果第二相粒子均勻分布在枝晶間，團簇狀現象會減輕；如果枝晶間距大小不一，在大的枝晶間距會有大量的第二相粒子析出形成團簇狀，在后續的軋制和熱處理過程中，由于溫度較低而不能改變第二相粒子的分布，只是在軋制過程中大尺寸粒子會破碎，形成小尺寸粒子。所以，鑄坯中枝晶的控制非常關鍵，需要在連鑄過程中進行嚴格把控。在連鑄過程中，溫度和冷卻速率一定要嚴格控制，以防止枝晶粗大。

原始鑄態及不同固溶溫度下，不同尺寸的第二相粒子占該粒子總數的比例如圖9所示，統計的依據為粒子的最大直徑。由圖9可知：對于兩種類型的粒子來說，都是尺寸小于5 μm的粒子占多數，均約占粒子總數的80%，其中尺寸為1～2 μm的粒子數量多，幾乎占粒子總數的一半，尺寸大于50 μm的粒子數量極少。試驗結果表明：第二相粒子的尺寸基本都在5 μm以下，符合高Ti耐磨鋼對第二相粒子的尺寸要求。

典型粒子背散射形貌如圖10所示。Ti+Mo+C粒子主要是沿晶界析出，形態和常見的MnS夾雜類似，為長條狀，如圖10（a）所示。有許多Ti+Mo+C粒子尺寸雖然不大，但是以團簇狀出現，數量較多，如圖10（b）所示。TiN粒子形態為方形、三角形等規則形狀，如圖10（c）～（d）所示。個別TiN粒子也以團簇狀出現，如圖10（c）所示，這種形式的粒子會降低成品鋼板的硬度均勻性和韌性。有的TiN粒子與Ti+Mo+C粒子相連，如圖10（d）所示，或者形狀為長條狀，形態和Ti+Mo+C粒子接近，如圖10（e）所示。這進一步說明Ti元素和N元素首先析出，隨著冷卻過程的進行，Ti元素繼續析出，同時也進入了Mo元素的析出溫度范圍，所以析出的Ti+Mo+C粒子是以TiN粒子為核心析出的，觀察到的粒子其實是Ti+Mo+C粒子和TiN或者Ti（C，N）粒子的復合粒子，差別在于Ti、N、C、Mo元素含量的不同。

3 結論

（1）超高Ti耐磨鋼（w（Ti）=0.2%～0.6%）中第二相粒子主要有兩種類型，一種為長條狀形態Ti+Mo+C粒子，另外一種為方形或三角形等規則形狀的TiN粒子和Ti（C，N）粒子。

（2）原始鑄坯和不同固溶溫度處理后的試樣，第二相粒子均主要沿枝晶析出，原始枝晶大小決定了第二相粒子分布的均勻性，所以原始枝晶的控制非常重要，需要對連鑄工藝進行嚴格控制。

（3）在第二相粒子析出過程中，Ti元素和N元素首先析出，隨溫度的降低進入Mo元素析出溫度范圍，所以兩種第二相粒子中TiN粒子首先析出，隨著冷卻繼續進行Ti+Mo+C粒子析出。Ti+Mo+C粒子的析出方式有兩種，一種直接以先析出的TiN粒子為核心外延生長，另一種是單獨析出形核長大。

本文摘自《軋鋼》2022年第5期