唐鵬,李 杰,涂小慧,李 衛(wèi)

(暨南大學(xué) 先進(jìn)耐磨蝕及功能材料研究院,廣東 廣州 510632)

沖擊磨料磨損是動(dòng)載荷下的三體磨料磨損，其廣泛存在于冶金、電力、建材、建筑、化工、煤炭和機(jī)械等行業(yè)[1].目前常用的抗沖擊磨料磨損的材料有高錳鋼、珠光體鋼、貝氏體鋼和馬氏體鋼[2].但上述材料均存在一定的不足，高錳鋼的屈服強(qiáng)度低，受沖擊后易變形失效[3]；珠光體鋼的硬度低，磨損性能較差；傳統(tǒng)馬氏體鋼的沖擊韌性低，容易發(fā)生斷裂失效[4]；貝氏體鋼兼具優(yōu)異的強(qiáng)度、硬度和韌性，某些沖擊磨料磨損工況下服役壽命較上述三種材料有一定的提升，但要獲得高強(qiáng)韌性的貝氏體鋼，必須經(jīng)過(guò)較長(zhǎng)時(shí)間的等溫處理，生產(chǎn)成本顯著提高[5-10].

淬火+碳分配(Q-P)馬氏體鋼是最新研發(fā)的第三代結(jié)構(gòu)鋼，將中低碳高硅低合金鋼經(jīng)奧氏體化后，淬火至馬氏體開始轉(zhuǎn)變(Ms)溫度與馬氏體結(jié)束轉(zhuǎn)變(Md)溫度之間，在該淬火溫度或者M(jìn)s溫度以上等溫一段時(shí)間，使碳由馬氏體向奧氏體分配，形成富碳?xì)埩魥W氏體[11-16].馬氏體的高強(qiáng)度和殘余奧氏體的高韌性，使得Q-P馬氏體鋼呈現(xiàn)優(yōu)異的強(qiáng)韌性[17].此外，馬氏體組織在Ms點(diǎn)下可以迅速形成，而后續(xù)的碳分配時(shí)間也僅為數(shù)小時(shí).相比需要經(jīng)過(guò)較長(zhǎng)時(shí)間等溫處理的貝氏體鋼，Q-P馬氏體鋼具有顯著的成本優(yōu)勢(shì)[18].上述優(yōu)點(diǎn)使Q-P馬氏體鋼有望成為新一代抗沖擊磨料磨損材料.

碳元素是調(diào)控Q-P馬氏體鋼的強(qiáng)度韌性的重要元素.研究表明，碳元素的增加可以提升馬氏體的強(qiáng)度，進(jìn)而提升Q-P馬氏體鋼的強(qiáng)度[19].但殘余奧氏體中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)只有在0.5%～0.8%時(shí)，Q-P馬氏體鋼具有較優(yōu)異的韌性[20-22].然而目前關(guān)于碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)Q-P馬氏體鋼沖擊磨料磨損行為的影響仍不清楚.本文中將通過(guò)對(duì)比研究碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%和0.4%兩種Q-P馬氏體鋼磨損失重、磨痕表面及亞表面形貌等揭示碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)Q-P馬氏體鋼抗沖擊磨料磨損性能的作用機(jī)制.

1 試驗(yàn)材料的制備

本研究中所用材料為自主研發(fā)的Q-P馬氏體鋼，其主要成分列于表1中.根據(jù)熱膨脹法，在L78 RITA/Q全自動(dòng)相變儀上進(jìn)行，將直徑為4 mm，長(zhǎng)度為10 mm的試樣C3和C4以5 ℃/s的速度加熱至1 000 ℃發(fā)生奧氏體化，在此溫度下以?50 ℃/s冷卻至室溫.得到C3和C4的馬氏體轉(zhuǎn)變(Ms)溫度分別為263和250 ℃.因此，試驗(yàn)鋼的具體熱處理工藝如下：將澆鑄成型的Y形試塊(220 mm×70 mm×140 mm)先在箱式電阻爐中加熱到980 ℃保溫6 h，然后空氣冷卻至室溫，進(jìn)行擴(kuò)散退火.接著試塊重新在箱式電阻爐中加熱到 940 ℃并保溫6 h奧氏體化，最后放入220 ℃坩堝硝鹽爐中等溫淬火4 h，鹽浴介質(zhì)為45% NaNO2+55% KNO3的混合溶液，最后再次空氣冷卻至室溫.

表1 Q-P馬氏體鋼的主要化學(xué)成分Table 1 The main composition of Q-P martensitic steel

2 試驗(yàn)方法

本研究的磨損試驗(yàn)所用儀器為MLD-10型沖擊磨料磨損試驗(yàn)機(jī).該試驗(yàn)機(jī)的結(jié)構(gòu)示意圖如圖1(a)所示，試驗(yàn)機(jī)主要由落錘、上試樣(測(cè)試試樣)、下試樣以及磨料箱四部分組成.如圖1(b)所示，測(cè)試樣被加工成尺寸為10 mm×10 mm×30 mm的長(zhǎng)方體，其中磨損試驗(yàn)面呈弧形.下試樣為45鋼(硬度值為455 HV)，寬度為20 mm，外直徑為50 mm，內(nèi)直徑為30 mm的空心圓柱體.試驗(yàn)所用磨料為直徑0.18～0.25 mm的石英砂(硬度值為800～1 200 HV).磨損試驗(yàn)的具體參數(shù)如下：落錘的沖擊功為3 J，落錘的沖擊速率為100 times/min，下試樣的旋轉(zhuǎn)速率為100 r/min，石英砂的流速為50 kg/h.試樣經(jīng)過(guò)0.5 h的預(yù)磨并稱重后，再經(jīng)過(guò)2.5 h的磨損試驗(yàn)，試樣平均每隔0.5 h超聲波清洗、吹干后稱其重量，獲得每0.5 h的平均磨損失重.為了驗(yàn)證試驗(yàn)的重復(fù)性，每組試樣均進(jìn)行2～3組的平行試驗(yàn).

Fig.1 The structural diagram: (a) the impact abrasive wear tester MLD-10;(b) the tested sample 圖1 (a) MLD-10型沖擊磨料磨損試驗(yàn)機(jī)結(jié)構(gòu)示意圖；(b)試樣結(jié)構(gòu)示意圖

磨損試驗(yàn)結(jié)束后，首先用掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)磨痕的表面進(jìn)行表征.隨后用電火花切割機(jī)對(duì)磨損試樣進(jìn)行切割，磨痕亞表層經(jīng)研磨、拋光和腐蝕后用SEM和維氏硬度計(jì)表征.最后，通過(guò)研磨和離子減薄的方法，制備磨痕亞表層組織薄片試樣，并用透射電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行表征.

3 結(jié)果與討論

圖2所示為C3和C4熱處理后所得顯微組織的電子背散射衍射(EBSD)及X射線衍射(XRD)圖.如圖2(a)和圖2(c)菊池線襯度圖所示，兩種鋼的馬氏體基體組織均呈板條狀，板條長(zhǎng)度達(dá)數(shù)十微米，但寬度僅為幾百納米.如圖2(b)和圖2(d)相分布圖所示，C3和C4板條狀基體組織上分布有長(zhǎng)度和寬度都只有數(shù)百納米的塊、片狀?yuàn)W氏體(藍(lán)色).此外，在C4的基體組織上還分布有直徑為數(shù)百納米的細(xì)小粒狀碳化物(紅色).圖2(e)所示為C3和C4的XRD圖，由圖2(e)可知，C3和C4中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)分別為5.42%和3.68%.由于碳化物較少，在XRD圖中沒有出現(xiàn)碳化物的峰.最后經(jīng)測(cè)試，C3和C4的維氏硬度值分別為432.5 HV和482.3 HV(10次測(cè)量的平均值),帶V形缺口的沖擊吸收量分別為30.1和11.8 J (3次測(cè)量的平均值).

圖3所示為C3和C4磨損0.5 h的平均磨損失重結(jié)果.由圖3可知，C3的磨損失重為125 mg，C4的磨損失重較C3略微有所增加，達(dá)到了135 mg，即C4的抗沖擊磨料磨損性能較C3降低約7%.圖4所示為C3和C4典型磨痕形貌的SEM照片.由圖4可知，在C3和C4的磨痕表面均觀察到大量的犁溝，犁溝的出現(xiàn)表明沖擊磨料磨損過(guò)程中，材料的失重與磨料的犁削行為密切相關(guān).眾所周知，材料抵抗磨料犁削行為的能力與其硬度成正比，因此，雖然C3的硬度低于C4，但其抗沖擊磨料磨損的性能卻優(yōu)于C4.

圖5所示為C3和C4磨痕亞表層未腐蝕形貌的SEM照片.如圖5所示，距離磨痕表面5～10 μm處C3和C4磨痕亞表層存在大量平行于表面，長(zhǎng)度數(shù)十微米的疲勞裂紋，由此可知，疲勞裂紋的擴(kuò)展將最終導(dǎo)致材料的剝落.因此，疲勞裂紋導(dǎo)致的材料剝落也是沖擊磨料磨損過(guò)程中材料失重的主要因素，且C4亞表面疲勞裂紋的長(zhǎng)度及數(shù)量均多于C3，因此，該現(xiàn)象也證明C4材料的剝落程度大于C3.

Fig.2 Microstructure characterization of Q-P martensitic steel: (a) the Kikuchi line contrast diagram of C3;(b) the phase distribution diagram of C3;(c) the Kikuchi line contrast diagram of C4;(d) the phase distribution diagram of C4;(e) XRD spectra of C3 and C4圖2 Q-P馬氏體鋼的組織表征：(a) C3菊池線襯度圖；(b) C3相分布圖；(c) C4菊池線襯度圖；(d) C4相分布圖；(e) C3和C4的XRD圖譜

Fig.3 The average wear loss of Q-P martensitic steel in 0.5 h圖3 Q-P馬氏體鋼磨損0.5 h的平均磨損失重

圖6所示為C3和C4磨痕亞表層腐蝕后形貌的SEM照片.由圖6可知，磨痕亞表層組織呈層狀分布，基體組織的上面形成了1層厚度10～20 μm的形變組織.在形變組織內(nèi)部只觀察到大量的塑性流變帶，沒有觀察到如基體組織內(nèi)部一致的板條狀馬氏體，這表明板形變組織的微觀結(jié)構(gòu)與基體組織微觀結(jié)構(gòu)件存在較大差異.此外如圖6(b)所示，疲勞裂紋主要位于形變組織的內(nèi)部以及形變組織/基體組織的界面上.圖7所示為C3和C4磨痕亞表層形變層及基體的維氏硬度值.由圖7可知，C3和C4形變層的硬度分別為590.4 HV和585.3 HV，較其基體硬度分別提升157.9 HV 和103 HV.

為了揭示形變層的硬化機(jī)制，利用TEM對(duì)形變層組織的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了表征，結(jié)果如圖8所示.圖8(a)所示為C3磨損面亞表層形變層組織TEM明場(chǎng)照片，圖8(b)所示為對(duì)應(yīng)選區(qū)衍射花樣.從TEM明場(chǎng)照片可以看出，形變層組織由尺寸為數(shù)十納米或數(shù)百納米不等的等軸晶粒組成.對(duì)衍射花樣進(jìn)行標(biāo)定，未檢測(cè)出奧氏體的衍射斑點(diǎn)，表明形變層中殘余奧氏體已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.

Fig.4 SEM micrographs of surface morphology of wear marks of Q-P martensitic steel: (a) C3;(b) C4圖4 Q-P馬氏體鋼磨痕表面形貌的SEM照片：(a) C3；(b) C4

Fig.5 SEM micrographs of worn subsurface morphology of Q-P martensitic steel without corrosion: (a) C3;(b) C4圖5 Q-P馬氏體鋼磨痕亞表層未腐蝕形貌的SEM照片：(a) C3；(b) C4

Fig.6 SEM micrographs of worn subsurface morphology of Q-P martensitic steel with corrosion: (a) C3;(b) C4圖6 Q-P馬氏體鋼磨損面亞表層腐蝕后形貌的SEM照片：(a) C3；(b) C4

通過(guò)比較分析上述表征數(shù)據(jù)，關(guān)于碳含量對(duì)淬火-分配馬氏體鋼沖擊磨料磨損性能的影響討論如下.圖3中材料的磨損失重?cái)?shù)據(jù)表明，隨碳含量的增加，C4的抗沖擊磨料磨損性能較C3降低約7%.由圖4磨痕表面的犁溝及圖5磨痕亞表面的疲勞裂紋可知，沖擊磨料磨損過(guò)程中材料的流失主要是由磨料的犁削和材料的剝落共同引起的.眾所周知，材料抵抗磨料犁削行為的能力與其硬度成正比.然而，由圖7可知，C3基體組織的硬度(432.5 HV)低于C4的基體組織硬度(482.3 HV)，C3形變組織的硬度比C4僅高出約1%，所以，C3的抗沖擊磨料磨損性能優(yōu)于C4的主要原因是C4磨痕的亞表面更容易形成疲勞裂紋.根據(jù)圖7和圖8的表征可知，主要是因?yàn)樾巫儗游⒂^組織結(jié)構(gòu)為數(shù)百納米大小的α相等軸晶粒，而基體組織主要由數(shù)百納米寬，數(shù)十微米長(zhǎng)的板條狀組織組成.此外，形變組織的硬度也遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于基體的硬度.形變組織與基體組織兩者間微觀結(jié)構(gòu)及硬度的不同導(dǎo)致了疲勞裂紋在其界面萌生并擴(kuò)展，并隨形變層厚度的增加保留在形變層內(nèi)部，這就導(dǎo)致C4相比C3磨痕的亞表面更容易形成疲勞裂紋.已有研究表明，磨痕亞表層形變組織的納米化過(guò)程是原始基體組織在摩擦熱和應(yīng)力的作用下以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的方式形成[23-25].根據(jù)霍爾-佩奇公式，材料的硬度與其晶粒尺寸成反比，所以形變組織的硬度較基體組織有所增加.此外，基體組織中含有一定量的γ相(奧氏體)，但形變組織中全為α相.這表明殘余奧氏體在應(yīng)力作用下轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這一轉(zhuǎn)變也導(dǎo)致了形變層硬度較基體層有所提升.

Fig.7 Vickers hardness of the subsurface deformed and matrix layer of C3 and C4圖7 C3和C4磨痕亞表層形變層及基體的維氏硬度

由圖2相分布圖可知，在C4的基體上分布有大量細(xì)小的碳化物顆粒.碳化物的存在將加劇裂紋的萌生及擴(kuò)展，所以C4的沖擊吸收能量(11.8 J)較C3 (30.1 J)有顯著的降低.同理，沖擊磨料磨損過(guò)程中，碳化物也將加劇磨痕亞表層疲勞裂紋的萌生及擴(kuò)展，進(jìn)而增加材料的磨損失重.

綜上所述，當(dāng)碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.3%增加至0.4%時(shí)，Q-P馬氏體鋼的抗沖擊磨料磨損性能降低約7%.這主要是因?yàn)樘己康脑黾訉?dǎo)致基體組織中碳化物的析出.碳化物加劇了磨痕亞表層疲勞裂紋的萌生及擴(kuò)展，進(jìn)而降低材料的抗沖擊磨料磨損性能.磨痕亞表層形貌的演變過(guò)程示意圖如圖9所示，由圖9可知，(1)在摩擦熱和應(yīng)力的作用下，磨痕表面形成1層由數(shù)百納米大小α相等軸晶粒組成的形變層；(2)隨著應(yīng)變的進(jìn)一步累積，疲勞裂紋在形變層/基體層界面萌生擴(kuò)展；(3)當(dāng)形變層厚度增加時(shí)，裂紋被保留在形變層內(nèi)部.

Fig.8 The characterization of deformed layer in C3 worn subsurface: (a) the bright field image of TEM;(b) the selected area diffraction pattern圖8 C3磨損面亞表層形變層組織表征：(a)TEM明場(chǎng)照片；(b)選區(qū)衍射花樣

Fig.9 Schematic diagram of microstructural evolution in the worn subsurface圖9 磨損面亞表層結(jié)構(gòu)的演變過(guò)程示意圖

4 結(jié)論

a.Q-P馬氏體鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.3%增加至0.4%，其抗沖擊磨料磨損性能降低約7%.

b.沖擊磨料磨損過(guò)程中，Q-P馬氏體鋼的材料流失主要為磨料的犁削和疲勞剝落.

c.沖擊磨料磨損過(guò)程中，磨損面亞表層形變層內(nèi)發(fā)生板條組織納米化、殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變等行為，使得形變組織與基體組織兩者間微觀結(jié)構(gòu)及硬度不同，再加上難以變形的硬質(zhì)碳化物，導(dǎo)致形變層/基體層界面萌生疲勞裂紋，并發(fā)生擴(kuò)展.

d.隨碳含量的增加，碳化物從Q-P馬氏體鋼基體中析出，加劇了沖擊磨料磨損過(guò)程中疲勞裂紋的萌生及擴(kuò)展，最終導(dǎo)致材料抗沖擊磨料磨損性能降低.