Acta Metallurgica Sinica  2016 , 52 (7): 778-786 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00625

论文

等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁的回火组织与力学性能*

崔君军1, 陈礼清1, 李海智2, 佟伟平2

1 东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室, 沈阳 110819。
2 东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室, 沈阳 110819。

TEMPERED MICROSTRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF AUSTEMPERED LOW ALLOYED BAINITIC DUCTILE IRON

CUI Junjun1, CHEN Liqing1, LI Haizhi2, TONG Weiping2

1 State Key Laboratory of Rolling and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China.
2 Key Laboratory for Electromagnetic Processing of Materials (Ministry of Education), Northeastern University, Shenyang 110819, China.

中图分类号:  TG143.5

文献标识码:  A

文章编号:  0412-1961(2016)07-0778-09

通讯作者:  Correspondent: CHEN Liqing, professor, Tel: (024)83681819, E-mail: lqchen@mail.neu.edu.cn

收稿日期: 2015-12-3

网络出版日期:  2016-07-20

版权声明:  2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  *国家高技术研究发展计划资助项目2012AA03A508

作者简介:

作者简介: 崔君军, 女, 1987年生, 博士生

展开

摘要

对3.55C-1.95Si-0.36Mn-3.58Ni-0.708Cu-0.92Mo-0.65Cr (质量分数, %)低合金贝氏体球墨铸铁实施等温淬火及不同温度的回火热处理工艺, 采用OM, EPMA, SEM, TEM以及XRD研究了回火温度对等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁的组织演变过程的影响, 并对力学性能和耐磨性进行了测试与分析. 结果表明, 回火过程组织演变的物理机制包括孪晶马氏体及其位错亚结构的回复与再结晶软化、残余奥氏体分解、马氏体中过饱和碳的脱溶与相变以及共晶渗碳体的转变等过程. 随着回火温度的升高, 等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁基体的显微硬度和宏观硬度及抗压强度逐渐降低. 在450 ℃回火后, 共晶渗碳体的显微硬度出现最低值, 其原因是, 在此温度下共晶渗碳体的亚片层有α相析出, 此时, 低合金贝氏体球墨铸铁的压缩率最高, 塑性提高; 在600 ℃回火时, 其力学性能明显恶化. 在干砂/橡胶轮磨损条件下, 450 ℃回火后的等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁具有较好的耐磨性. 磨损形貌观察表明, 其磨损机制为塑性变形疲劳磨损和显微切削, 塑性变形疲劳机制对耐磨性的贡献大于切削破坏机制, 在450 ℃回火析出的弥散Mo2C对耐磨性也有一定贡献.

关键词: 贝氏体球墨铸铁 ; 等温淬火 ; 回火处理 ; 组织演变 ; 力学性能 ; 磨损机制

Abstract

Austempered bainitic ductile iron has been widely used in machinery components and parts due to its low fabrication cost, excellent mechanical properties, and abrasive wear resistance. In order to get a fine bainitic matrix, austempering process is usually adopted which consists of austenitizing temperature, austempering temperature and time. For quenched ductile cast iron, tempering plays an important role in subsequent heat treatment process. However, less attention has been paid on the microstructural evolution and mechanical properties of the austempered bainitic ductile iron after tempering treatment. Thus, in this work, 3.55C-1.95Si-0.36Mn-3.58Ni-0.708Cu-0.92Mo-0.65Cr (mass fraction, %) bainitic ductile iron was subjected to austempering and subsequent tempering treatment, and the effect of tempering on microstructures and properties has been investigated by using OM, EP MA, SEM, TEM and XRD. The microstructural evolution during tempering has been investigated, and mechanical properties and wear resistance have also been measured and analyzed. The results show that microstructural evolution of the bainitic ductile iron during tempering contains recovery and recrystallization softening processes of twin martensite and dislocation substructure, decomposition of retained austenite, dissolution of supersaturated carbon and phase transformation in martensite and transformation in eutectic cementite. With increasing tempering temperature, there is a gradual decrease in micro- and macro-hardness of substrate microstructure and compressive strength of austempered low alloyed bainitic ductile iron. When the bainitic ductile iron was tempered at 450 ℃, the eutectic cementite has the lowest micro-hardness value due to the precipitation of α phase in its slice layer and the compressive ratio is thus higher. The mechanical properties of the austempered low alloyed bainitic ductile iron was even worse when tempered at 600 ℃. Under the wear condition of dry sand/rubber wheel, the austempered low alloyed bainitic ductile iron possesses the best wear resistance when tempered at 450 ℃. The worn morphology observation by SEM indicates that the worn surfaces were caused by plastic deformation and micro-cutting. The plastic deformation plays an important role in wear process, while the precipitated and finely distributed Mo2C contributes a lot to the improvement of wear resistance when tempered at 450 ℃.

Keywords: bainitic ductile iron ; austempering ; tempering treatment ; microstructural evolution ; mechanical property ; wear mechanism

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崔君军, 陈礼清, 李海智, 佟伟平. 等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁的回火组织与力学性能*[J]. , 2016, 52(7): 778-786 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00625

CUI Junjun, CHEN Liqing, LI Haizhi, TONG Weiping. TEMPERED MICROSTRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF AUSTEMPERED LOW ALLOYED BAINITIC DUCTILE IRON[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2016, 52(7): 778-786 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2015.00625

贝氏体球墨铸铁具有低成本和良好的强韧性及耐磨性等综合性能, 被广泛应用于齿轮、轴类以及矿山机械中大型矿石粉碎机中高耐磨性部件中[1~3]. 贝氏体球墨铸铁可以通过控制冷速等热处理以及合金化等方法获得, 例如, 在Fe-Si-Mn合金成分基础上将铸件加热至860 ℃保温2 h, 然后在NaNO3和NaNO2饱和溶液中将其连续冷却至室温可以得到[4]; 利用两步热处理(奥氏体化+等温淬火)方法, Zhang等[5]利用Fe-Si-Mn-Mo-Ni-Cu铸件获得ASTM标准中900/650/09, 1050/750/07和1200/850/04 3种强度级别的贝氏体球墨铸铁. Sohi等[6]研究表明, 将低合金球墨铸铁进行等温淬火可以获得贝氏体球墨铸铁组织, 并指出, 在315和350 ℃分别等温淬火180和240 min时, 该贝氏体球墨铸铁具有最佳的综合力学性能. 通过控制合金元素Si和Mn的含量以及控制冷速, Zhou等[7]获得了贝氏体/马氏体球墨铸铁, 其硬度和冲击韧性分别为51.6 HRC和21.7 J/cm2. 另外, 目前大多数的工艺仅针对小尺寸工件而展开, 难以应用于较大尺寸的工件. 因此, 研究开发低成本、高性能、大断面贝氏体球墨铸铁具有一定的实际意义.

等温淬火是一种获得高性能贝氏体球墨铸铁的低成本工艺[8~11], 主要工艺参数为等温淬火温度和时间, 其目的是为了获得下贝氏体组织. 由于下贝氏体组织细小, 且具有较好的力学性能和耐磨性, 在较低的淬火温度范围如200~350 ℃即可获得[12,13]. 对于淬火态球墨铸铁, 为了获得高耐磨性和良好的塑韧性, 有必要进行后续的回火. 赵中魁等[14]研究表明, 较高的回火温度(430~450 ℃)可以得到全贝氏体基体组织的球墨铸铁, 但其塑韧性较差, 强度和硬度较高. 对含有Mo, Ni和Mn的淬火态低合金双相球墨铸铁, Rashidi等[15]研究了在300~600 ℃回火不同时间时力学性能的变化, 结果表明, 在400~500 ℃回火时, 冲击韧性和延伸率有明显升高, 而随着回火温度的升高, 其极限抗拉强度降低. 尽管国内外研究人员在回火温度对等温淬火态贝氏体球墨铸铁的影响方面开展了一定的研究工作[14,15], 但是对等温淬火态贝氏体球墨铸铁的回火机制仍然缺乏了解. 开展这方面的研究, 对于制定合适的回火工艺以获得较佳力学性能和高抗磨性的等温淬火态贝氏体球墨铸铁具有重要的理论和实际意义.

本工作对含有Mn, Ni, Cu, Mo和Cr等合金元素的大断面低合金贝氏体球墨铸铁进行了等温淬火处理, 随后分别进行低温、中温和高温回火处理, 研究回火后的组织演变和力学性能, 并考察了回火温度对耐磨性的影响, 以确立较佳的热处理工艺参数, 扩大贝氏体球墨铸铁的应用范围.

1 实验方法

低合金贝氏体球墨铸铁采用5 t中频感应炉冶炼, 其化学成分(质量分数, %, 下同)为: C 3.55, Si 1.95, Mn 0.36, Ni 3.58, Cu 0.708, Mo 0.92, Cr 0.65, Fe余量. 首先, 将工业生铁放入炉内, 将其加热到1460 ℃进行脱硫处理; 随后加入一定质量分数的电解镍板、钼铁、硅铁、中碳铬铁和锰铁进行成分调整; 当Fe液温度达到1360 ℃时, 倒入装有球化剂和孕育剂的筒形铁水包内, 将铁水浇注到转速为750 r/min的离心铸造机型腔中, 最后得到外径为590 mm, 长度为1700 mm以及厚度为60 mm的铸件. 其中, 球化剂选用Cu-Mg和6#合金(合金成分为: Si 0.44, Re 0.04~0.06, Mg 0.07~0.09, Mn<0.04, Ca<0.03, Ti 0.01, Fe余量), 球化剂含量为1.8% (质量分数), 孕育剂为Si-Ba合金, 含量为0.3% (质量分数). 将铸件破碎后, 利用线切割方法截取数个尺寸为直径40 mm×80 mm的圆棒用于后续热处理, 其过程为: 在箱式电阻炉中先进行奥氏体化, 其工艺为850 ℃, 1 h; 随后在盐浴炉(55%KNO3+45%NaNO3, 体积分数)中进行等温淬火(isothermal quenching, IQ), 等温淬火工艺为300 ℃, 2 h; 最终进行回火处理(tempering, T), 回火温度分别为300, 450和600 ℃, 均保温2 h, 对应的样品分别标记为IQ-T-300, IQ-T-450和IQ-T-600, 热处理工艺如图1所示.

图 1   低合金贝氏体球墨铸铁等温淬火(IQ)及后续回火(T)热处理工艺示意图

Fig.1   Schematic of isothermal quenching (IQ) and subsequent tempering (T) treatments for low alloyed bainitic ductile iron

采用Q550IW光学显微镜(OM)和JXA-8530F电子探针(EPMA)分析等温淬火态和经不同温度回火处理后的低合金贝氏体球墨铸铁的显微组织, 并用D/Max-2500PC X射线衍射仪(XRD)分析等温淬火及等温淬火+不同温度回火的低合金贝氏体球墨铸铁中的相组成, 并测算残余奥氏体含量. 根据ASTM-E975标准, 残余奥氏体含量可由下式计算:

Vγ=(1-VC)(RγRαIαIγ+1)(1)

式中, VγVC分别是奥氏体和碳化物的体积分数, 实际计算时把石墨体积分数也归于碳化物的体积分数; IαIγ分别是α相和γ相衍射峰的积分强度; Rγ/Rα为强度因子. 利用Tecnai G2 F20透射电镜(TEM)观察组织形貌和析出相的形态及分布. TEM样品制备过程为: 先用线切割法切取尺寸为0.5 mm×10 mm×10 mm的片状试样, 机械研磨至50 μm后, 在专用冲孔器上冲出直径3 mm的小圆片, 再用离子减薄. 分别采用KB3000BVRZ-SA型万能硬度计和FM-700型显微硬度计进行宏、微观硬度测试, 每组试样测定5个点, 取平均值. 室温抗压强度在SANS-CMT5105型万能试验机上进行测试, 其样品尺寸为直径4 mm×6 mm的标准试样, 每组试样测定3个, 取平均值. 采用干砂-橡胶轮磨损装置进行磨损性能测试[16], 其步骤按JB/T7705-1995进行, 主要实验过程如下: 将尺寸为57 mm×25.5 mm×6 mm的长方体试样放入干砂-橡胶轮磨损装置中, 托起杠杆臂, 在其上加130 N的砝码, 使其压向试样与橡胶轮, 打开供砂阀, 控制硅砂粒度为230/270 μm, 流速为300~400 g/min, 启动试验装置, 磨损里程为1400 m. 利用Quanta 600扫描电镜(SEM)进行磨损形貌的观察, 用磨损失重的倒数评价耐磨损性能.

2 实验结果

2.1 低合金贝氏体球墨铸铁等温淬火组织

图2为等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁显微组织的OM像. 可以看出, 经过IQ处理的低合金贝氏体球墨铸铁由下贝氏体(针状铁素体)、残余奥氏体、共晶碳化物、石墨和少量马氏体组成. 残余奥氏体呈块状和薄膜状, 薄膜状的残余奥氏体的衬度较暗, 不易辨别. 图3a为经过IQ处理的低合金贝氏体球墨铸铁马氏体形貌的TEM像. 可见, 马氏体呈片状, 其相界轮廓较模糊, 这是由于马氏体相变属于无扩散型相变, 与奥氏体的成分相同或相近. 马氏体板条的相界面与晶内成分差异也较小, 这是不容易被腐蚀清晰的缘故. 在马氏体片间存有薄膜状的残余奥氏体, 如图3a中A所示. 从图3a方框中马氏体的放大像(图3b)可以看出, 孪晶马氏体内部存在大量的孪晶. 这是由于低合金贝氏体球墨铸铁奥氏体中C含量较高, 马氏体相变开始温度Ms较低, 奥氏体在较低温度转变时容易进行孪晶切变, 大量的孪晶亚结构强化了马氏体基体. 图3a中插图是马氏体[110]晶带轴的选区电子衍射(SAED)花样. 衍射斑标定结果表明, 低合金贝氏体球墨铸铁组织中马氏体属于孪晶型.

图2   等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁显微组织的OM像

Fig.2   OM image of low alloyed bainitic ductile iron with IQ heat treatment (A—retained austenite, M—martensite, B—bainite, Gr—graphite)

图3   等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁中马氏体的TEM像和选区电子衍射花样及标定

Fig.3   Low (a) and high magnified (b) TEM images of martensite of low alloyed austempered bainite ductile iron (Inset in Fig.3a show the selected area electron diffraction (SAED) pattern along [110] zone axis, T—twin crystal)

2.2 等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁的回火组织

等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁经不同温度回火处理后显微组织的OM像如图4所示. 由图4a可以看出, 当回火温度为300 ℃时, 马氏体仍然保持等温淬火态马氏体形貌, 大部分残余奥氏体转变为针状下贝氏体, 与根据图5中IQ和IQ-T处理的低合金贝氏体球墨铸铁的XRD谱测定的残余奥氏体含量结果一致. 根据式(1)计算结果可得, IQ, IQ-T-300, IQ-T-450和IQ-T-600试样中奥氏体含量(体积分数)分别为25.0%, 18.3%, 17.2%和5.3%. 随着回火温度的升高, 试样中铁素体的半峰高变得尖锐(图5), 说明铁素体晶粒长大. 随着贝氏体的不断转变和长大, 奥氏体中含C量进一步升高, 高的含C量使孪晶切变转化成滑移切变, 温度升高, 有利于孪晶切变的产生[17]. 当回火温度升至450 ℃时, 残余奥氏体进一步减少, 贝氏体组织粗大化, 而马氏体含量减少(图4b). 当回火温度升高到600 ℃时, 奥氏体峰基本已经消失(图5), 残余奥氏体几乎全部发生分解, 转变为铁素体和碳化物, 而马氏体中的C进一步脱溶, 向铁素体转变的同时析出二次碳化物(图4c), 与图5的XRD谱分析结果一致.

图4   经不同温度回火的等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁的OM像

Fig.4   OM images of austempered low alloyed bainitic ductile iron after tempering at 300 ℃ (a), 450 ℃ (b) and 600 ℃ (c)

图5可以看出, IQ-T处理后渗碳体的半峰高比IQ处理后的试样更为明显, 说明回火处理后试样的内应力得到释放; 回火处理使等温淬火态的低合金贝氏体球墨铸铁中的残余奥氏体含量减少; 当回火温度达600 ℃时, 残余奥氏体含量急剧减少. 说明回火过程不仅包含残余奥氏体分解(由回火后残余奥氏体体积分数减少判定)的过程, 也存在C从马氏体向奥氏体分配(扩散)的过程.

图 5   低合金贝氏体球墨铸铁经IQ和IQ-T处理后的XRD谱

Fig.5   XRD spectra of the low alloyed bainitic ductile iron after IQ and IQ-T treatments

图6给出了低合金贝氏体球墨铸铁在不同回火温度下的TEM像及碳化物的SAED花样. 由图6a可见, 300 ℃回火后, 贝氏体板条界面尚清晰, 析出的二次碳化物呈球状, 析出量较少, 主要位于板条边界上, 相应的衍射花样(图6a中的插图)表明其为M2C型碳化物. 450 ℃回火后, 如图6b所示, 贝氏体板条界面趋于融合状态, 板条内和板条界面均有析出物产生, 而且板条界的析出物尺寸较大, 约为80~90 nm, 而板条内的析出物较为细小, 且弥散分布, 对应的衍射花样(图6b中插图)分析表明其也是M2C型碳化物. 600 ℃回火后, 如图6c所示, 贝氏体板条界面相互融合, 大部分奥氏体已经转变为铁素体, 铁素体组织粗大化, 并且在原来贝氏体板条界面处有大量二次析出物, 主要呈球状和方形, 尺寸较大, 有的超过200 nm, 板条内的析出物尺寸也比450 ℃回火后的组织大, 衍射花样(图6c中插图)分析表明其为渗碳体, 与图5中IQ-T-600处理的XRD谱分析结果一致. 对碳化物进一步做能谱(EDS)分析, 表明在300和450 ℃回火后的碳化物主要为Mo2C, 还固溶有少量的Cr和Ni.

图6   不同回火温度下等温淬火贝氏体球墨铸铁的析出相的TEM像及碳化物衍射斑点分析

Fig.6   TEM images and SAED patterns (insets) of austempered bainitic ductile iron after tempering at 300 ℃ (a), 450 ℃ (b) and 600 ℃ (c)

2.3 回火处理对等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁力学性能的影响

表1给出了不同热处理工艺的低合金贝氏体球墨铸铁的力学性能. 可以看出, 随着回火温度的升高, 等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁的基体显微硬度(除去共晶渗碳体)呈线性大幅度降低, 而在300 ℃回火时基体的硬度高于直接等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁; 回火后, 共晶渗碳体的显微硬度比等温淬火态降低, 并且在450 ℃回火时, 其显微硬度达到最低; 基体和共晶渗碳体显微硬度的共同作用导致等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁的宏观硬度随着回火温度的升高而逐渐降低; 基体对宏观硬度的贡献大于共晶渗碳体, 主要是由于基体在组织中均匀分布而且所占比例较大. 抗压强度则随着回火温度的升高而降低, 并且在300 ℃回火时抗压强度略高于等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁. 等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁经过不同温度回火后, 压缩率在450 ℃回火时达最大.

表1   不同热处理工艺的低合金贝氏体球墨铸铁的力学性能

Table 1   Mechanical properties of the low alloyed bainitic ductile iron with IQ and IQ-T treatments

ProcessMacro-hardness of substrate / HVMacro-hardness of cementite / HVHardness
HRC
Compressive strength / MPaCompressive ratio / %
IQ571.31045.556.8232018.0
IQ-T-300619.6906.554.9239021.1
IQ-T-450540.0746.951.3230026.7
IQ-T-600452.4954.747.4189018.5

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2.4 热处理工艺对低合金贝氏体球墨铸铁耐磨性能的影响

表2为不同工艺处理的低合金贝氏体球墨铸铁的耐磨性能. 可以看出, 经450 ℃回火处理的低合金贝氏体球墨铸铁的耐磨性(1.85 g-1)比经IQ处理的耐磨性(1.22 g-1)提高, 而经过600 ℃回火处理后的贝氏体球墨铸铁的力学性能显著降低, 导致耐磨性最差. 实验用石英砂的Vicker硬度为750 HV, 比经IQ和IQ-T处理的低合金贝氏体球墨铸铁的硬度略高, 所以对基体有一定的切削作用. 由于经过IQ处理的试样硬度高于IQ-T处理的球墨铸铁, 所以由切削导致的磨损性能高于经过IQ-T处理的试样; 而其塑性低于经过450 ℃回火处理的试样, 因而由塑性变形疲劳导致的磨损性能低于经过IQ-T处理的试样.

表2   不同热处理工艺的低合金贝氏体球墨铸铁的耐磨性能

Table 2   Wear resistance of low alloyed bainitic ductile iron with IQ and IQ-T treatments

ProcessWeight loss / gWear resistance / g-1
IQ0.82121.2200
IQ-T-3001.09440.9137
IQ-T-4500.54081.8500
IQ-T-6001.24060.8060

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3 分析讨论

3.1 回火组织及力学性能

在300 ℃回火后, 二次碳化物从等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁奥氏体中析出(图6a), 颗粒细小, 数量较少. 由于碳化物的析出, 进一步减少奥氏体中的含C量, 使奥氏体容易发生γα转变, 由图5中IQ-T-300的XRD谱中残余奥氏体峰的存在说明, 在转变过程中, 没有足够的激活能完成奥氏体的全部转化[18,19], 贝氏体板条束内的奥氏体含C量较高, 转化量较少, 块状的残余奥氏体部分向针状铁素体转变, 因此, 在冷却过程中, 块状未转变的奥氏体会继续转化为马氏体, 此时马氏体板条束得以细化(图4a和b). 如图6a中碳化物的衍射斑标定可知, 碳化物为细小、弥散的Mo2C型碳化物, 数量较少, 对提高基体的强度和硬度起到一定作用; 而等温淬火马氏体经回火后回复现象不明显. 共晶渗碳体经过300 ℃回火后, Vickers硬度为906.5 HV, 比等温淬火态略降, 残余内应力得以消除. 含量较多的针状贝氏体、细化的马氏体板条以及析出的Mo2C是等温淬火贝氏体球墨铸铁宏观硬度提高的主要原因, 也是抗压强度和塑性提高的原因.

图7   等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁经450 ℃回火后的TEM像

Fig.7   TEM image of austempered low alloyed bainitic ductile iron after tempering at 450 ℃ (F—acicular ferrite)

当回火温度升高至450 ℃时, 贝氏体板条束内的高C奥氏体薄膜向铁素体转变, 块状的残余奥氏体也向铁素体转变, 其转变量高于在300 ℃回火时的量, 此时伴随着碳化物的析出, 根据图6b中碳化物的衍射斑标定可知析出相也为Mo2C. 就合金元素的扩散而言, 在450 ℃回火, 温度相对较低, 其只能做短程扩散, 故碳化物析出量较少, 对基体硬度有一定贡献, 但不明显. 在此温度下, 根据IQ-T-450的XRD谱中残余奥氏体峰的存在和马氏体峰值增加说明亦有奥氏体未完全转变, 冷却时转变为马氏体. 如图7所示, 经回火后, 部分淬火马氏体分解为铁素体和奥氏体, 说明基体中的等温淬火马氏体的C原子脱溶程度增加, 马氏体的晶格畸变减小, 孪晶亚结构逐渐消失, 晶体内位错密度逐渐减小. 在回火过程中, 低合金贝氏体球墨铸铁的淬火马氏体无碳化物析出, 这与钢的回火过程不同[20]. 由于球墨铸铁中有大量的Si存在, 强烈抑制了碳化物的析出[21], 淬火马氏体分解后未观察到细小的碳化物析出, 而是仅发生了向奥氏体的分配过程. 贝氏体组织开始粗化, 未转变残余奥氏体向马氏体转变量减少, 淬火马氏体的分解软化是基体组织显微硬度降低和塑性提高的主要原因. 从图4b中可以看出, 部分共晶渗碳体晶内的亚片层部位发生回复, 导致先共晶渗碳体的软化, 基体和共晶渗碳体的回火转变过程使得等温淬火态低合金贝氏体球墨铸铁宏观硬度降低. 在此温度下回火, 抗压强度降低不明显, 主要是由于纳米级Mo2C的析出对强度的提高有一定作用, 说明合金元素进行了动态分配, 实现了过渡相θ-Fe3C到合金碳化物的原位转变, 或通过单独形核或异质形核长大的方式实现了渗碳体到合金碳化物的转变[22]. 图8为450 ℃回火处理的低合金贝氏体球墨铸铁组织中渗碳体形貌的SEM像. 可以看出, 部分等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁组织中的碳化物开始析出α相, 析出的位置为渗碳体相内以及相界, 说明此时大部分C扩散到石墨与奥氏体相界中. 有研究[23]认为, 渗碳体内存在按一定取向分布的相互平行的亚片层, 这些亚片层是在渗碳体和铁素体生长的协调性较低及两相交替生长条件下形成的铁素体. 由于Si是阻碍渗碳体析出及促进铁素体形成的元素, 在较高温度下促进孔洞状渗碳体形成, 即在先析出的渗碳体内存在富Si的铁素体小区[24]. 可以看出, 在中温回火时, 在这些亚片层的位置, 等温淬火的低合金贝氏体球墨铸铁的碳化物发生了回复, 铁素体发生了长大, 并且生长方向互相平行, 与文献[23]结果一致. 由于这些亚片层铁素体的生长, 导致渗碳体硬度比直接IQ处理的低合金贝氏体球墨铸铁的硬度降低幅度大, 直接引起等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁宏观硬度的降低, 并且这些在渗碳体中长大的铁素体相提高了渗碳体的塑性.

图 8   经过450 ℃回火处理的低合金贝氏体球墨铸铁组织中渗碳体形貌的SEM像

Fig.8   SEM image of cementite in the low alloyed bainite ductile iron after tempering at 450 ℃

当回火温度继续上升到600 ℃, 在高的激活能条件下, 从图6c中可以发现, 贝氏体板条中的大部分残余奥氏体发生γα+Fe3C转变, 大量Fe3C在奥氏体晶界上析出. 淬火马氏体也发生C的脱溶, 使其转变为铁素体, 此时大量C原子析出, Si已经无法阻止其与Fe结合生成Fe3C. 基体的碳化物主要是Fe3C (未观察到M2C型碳化物), 主要是由于基体中Mo的含量较少, 大量的C和Fe结合形成稳定的Fe3C相. 此时, 基体组织已经失去了球墨铸铁中针状贝氏体组织的特点和优势, 并且析出的Fe3C粗大化, 力学性能受到严重影响.

3.2 回火温度对耐磨性的影响

图9为等温淬火态和等温淬火后回火的低合金贝氏体球墨铸铁磨损表面形貌的SEM像. 可以看出, 在石英砂磨料下, 所有磨损表面均为切削犁沟和剥落坑, 磨料滚动将对材料表面产生滚压, 而引起反复塑性变形, 导致疲劳脱落, 一些大的剥落坑是石墨球脱落造成, 所以磨损机制以显微切削和塑性变形疲劳为主. 这与文献[25~27]中的等温淬火球墨铸铁在磨粒磨损过程中存在氧化磨损、黏着磨损和分层断裂等3种机制不同. 由图9b和d可以看出, 经300和600 ℃回火的等温淬火贝氏体球墨铸铁的磨损表面存在大量的因反复塑性变形而导致的剥落坑, 而经过450 ℃回火的低合金贝氏体球墨铸铁的剥落坑相对较少(图9c). 由表2可以看出, 经过450 ℃回火处理后的低合金贝氏体球墨铸铁的耐磨性最好, 其次是IQ处理的低合金贝氏体球墨铸铁, 耐磨性较差的是300和600 ℃回火处理后的低合金贝氏体球墨铸铁. 由此可见, 对耐磨性贡献较大的是塑性变形疲劳机制.

一般认为, 三体静态磨料磨损失重W由2部分组成, 可以表示为[28,29]:

W=Wc+Wf(2)

式中, Wc为切削破坏失重, Wf为疲劳破坏失重. 在本工作中, 经过IQ处理的材料硬度较高, 所以其Wc低于经IQ-T处理的低合金贝氏体球墨铸铁. 经IQ处理的球铁组织中, 马氏体亚结构为孪晶型, 其塑韧性差, 但较多含量的残余奥氏体可以提高基体组织的塑韧性, 所以导致Wf增加不明显. 当回火温度为300 ℃时, 硬度降低, 直接导致Wc增加, 压缩率比直接淬火态提高不明显, 导致Wf降低不明显, 使得W增加; 经450 ℃回火后, 硬度略降, 导致Wc增加, 低合金贝氏体球墨铸铁的抗压强度略降, 但是塑性提高明显, Wf降低明显, 二者的综合作用构成的W比在300和600 ℃下回火低, 说明塑性变形疲劳机制对耐磨性也有很大贡献; 并且, 在450 ℃回火时, 虽然共晶渗碳体的显微硬度降低明显, 但是材料的抗压强度降低不明显, 主要是由于析出的弥散Mo2C对抗压强度有一定贡献. 虽然在300 ℃回火时也会析出Mo2C, 但由于其数量太少, 对耐磨性的作用可以忽略.

图 9   经过IQ和IQ-T热处理后低合金贝氏体球墨铸铁的磨损表面形貌的SEM像

Fig.9   SEM worn surface images of the low alloyed bainitic ductile iron after IQ (a) and tempering at 300 ℃ (b), 450 ℃ (c) and 600 ℃ (d)

4 结论

(1) 等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁回火组织演变包括孪晶马氏体及其位错亚结构的回复和再结晶软化、残余奥氏体分解以及渗碳体的转变等综合过程. 等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁回火温度由300 ℃提高至450 ℃后, 基体贝氏体束中的残留奥氏体和块状马氏体量减少, 进一步向铁素体转变, 并析出Mo2C; 碳化物相内以及相界开始析出α相, 此时大部分的C扩散到石墨与奥氏体的相界中. 在600 ℃回火时, 基体组织主要为铁素体和粗大化的二次碳化物.

(2) 随着回火温度的升高, 等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁的硬度逐渐降低, 抗压强度逐渐降低. 在600 ℃回火时, 力学性能明显恶化; 在450 ℃下回火, 可以获得良好的强塑性和最大压缩率.

(3) 在干砂/橡胶轮磨损条件下, 经450 ℃回火处理的等温淬火低合金贝氏体球墨铸铁的耐磨性高于其它热处理工艺. 经等温淬火和随后回火处理的贝氏体球墨铸铁, 其磨损机制均为塑性变形疲劳磨损和显微切削, 并且塑性变形疲劳机制对耐磨性的贡献大于切削破坏机制, 此时析出的弥散Mo2C对耐磨性的提高有一定贡献.

The authors have declared that no competing interests exist.


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