杨继兰
, 陈海龑
YANG Jilan, CHEN Haiyan
中图分类号: TG706
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收稿日期: 2017-04-14
网络出版日期: 2018-01-22
版权声明: 2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介 杨继兰,女,1987年生,博士
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摘要
以传统的淬火-回火试样作对比,研究了3种奥氏体化温度处理后淬火-配分中碳Fe-0.4C-1.5Mn-1.5Si钢试样的干滑动摩擦磨损性能。结果表明,860和1000 ℃全奥氏体化处理的2种淬火-配分试样中残余奥氏体的含量相近(体积分数分别约为14.37%和13.79%),其内的C浓度较高(质量分数分别为1.37%和1.38%),机械稳定性较强。在恒定低载荷(50 N)和恒定低滑动速率 (40 mm/s)条件下,摩擦过程中不易诱发马氏体相变,导致2种试样的耐摩擦磨损性能均很低。受显微组织细化影响,奥氏体化温度较低的试样具有更高的耐磨性。当奥氏体化温度降低到800 ℃时,获得临界淬火-配分试样。显微组织分析表明,该试样中不仅包含少量的铁素体(体积分数约6.75%),而且存在最高含量的残余奥氏体(体积分数约22.28%),使得在4组试样内的显微硬度最低。但由于低的C浓度(质量分数约1.06%),残余奥氏体的机械稳定性较弱,在摩擦过程中易诱发马氏体相变,不仅贡献额外的硬化,而且马氏体相变体积膨胀引起的材料表面层压应力对提高耐磨性也有利,由此导致临界淬火-配分试样表现出最好的耐磨损性能。因此,在给定的摩擦参数条件下,残余奥氏体对马氏体钢耐磨性的影响主要决定于其在摩擦过程中是否能经相变而引起附加的硬化作用。
关键词：
Abstract
The quenching and partitioning (Q&P) process is a promising method to create novel martensitic steels with improved balance of strength and ductility by retaining considerable amount of austenite in martensitic matrix. This kind of microstructure provides suitable condition to study wear and abrasion mechanism since the effect of retained austenite on the wear property of martensitic steel is still controversial by now. Selecting traditional quenching and tempering (Q&T) sample with identical composition Fe-0.4C-1.5Mn-1.5Si as reference, the dry sliding wear property of Q&P samples with different austenitization temperatures was studied. The results show that the volume fraction of retained austenite in Q&P samples with full austenitization at 860 or 1000 °C respectively is nearly the same (about 14.37% in the former and about 13.79% in the later), and the corresponding carbon concentration (mass fraction) in retained austenite is relatively high (1.37% in the former and 1.38% in the later). Under the conditions of low loading (50 N) and slide speed (40 mm/s), it is not easy to induce martensitic transformation because of very strong mechanical stability, leading to the low friction and wear resistance of samples. The slight better wear resistance of samples with low austenitization temperature can be attributed to microstructural refinement. When the austenitization temperature was 800 ℃, the intercritical Q&P samples were obtained. Microstructure analysis indicates there exist the highest volume fraction of retained austenite (about 22.28%) and a small volume fraction of ferrite (about 6.75%) in martensitic matrix, which results in the lowest microhardness among present four kinds of samples. However, the mechanical stability of retained austenite in this kind of sample is weak due to the low carbon concentration (about 1.06%). The obvious martensitic transformation accompanying sliding wear contributes to extra hardening and provides additional compressive stress on the touching surface caused by volume expansion. Therefore, the intercritical Q&P samples exhibit the best wear resistance. Based on the experimental results, it is true that the mechanical stability instead of the amount of retained austenite in martensitic steel plays a critical role in improving wear resistance.
Keywords：
2003年,Speer等[1]基于限制性C配分的热力学理论提出新型的淬火-配分(quenching and partitioning,Q&P)热处理工艺,即将钢奥氏体化后先快速冷却至马氏体相变开始温度(martensite start temperature,Ms)至结束温度(martensite finish temperature, Mf)之间的某一合适温度形成绝大部分的马氏体,然后在该温度或高于该温度保温一段时间,使C由过饱和的马氏体扩散至未转变的奥氏体内,最后再淬火到室温获得较高含量的富C残余奥氏体[2]。在Q&P钢中,硬相马氏体基体保证了钢的强度,软相残余奥氏体提高了钢的塑性,因此Q&P钢具有优异的强塑性配合[3~8]。另一方面,因采用常规的C、Mn、Si等作为合金元素,Q&P钢的生产成本较为低廉,可进行广泛的工程应用开发,替代先前处理工艺复杂或成本较高的零部件用钢[8]。
含一定量Mn和Si的中高碳马氏体钢的一个重要应用是作为耐摩擦磨损材料[9~12]。研究表明,马氏体钢中的显微组织特征将对材料的磨损机制产生影响。由于Q&P钢的马氏体基体间存在较高含量的残余奥氏体,其摩擦磨损行为必然与传统的淬火-回火(quenching and tempering,Q&T)钢不同。对于马氏体钢中的残余奥氏体,一般认为其存在降低了材料的硬度,导致试样的耐磨性随软相残余奥氏体含量的增加而下降[13]。另外的观点则认为,残余奥氏体在摩擦应力作用下会诱发马氏体相变,产生额外的硬化效果,提高试样的表面硬度,反而有利于钢的耐磨性[9~18]。例如韦习成等[17]发现相变诱发塑性(transformation induced plasticity,TRIP)钢中的亚稳残余奥氏体对提高钢的耐磨性是非常有利的。第三种观点则认为残余奥氏体的含量对马氏体钢耐磨性的影响可以忽略[12,18~21]。例如,Argues等[20]在碳氮共渗钢中发现,当试样中残余奥氏体含量较高时,虽然硬度很低,但由于摩擦时会诱发马氏体相变提高摩擦表面层的硬度以利于耐磨性,而当试样中残余奥氏体含量较低时,本身硬度很高,摩擦时马氏体相变诱发效应不显著,反而由于升温导致原先的马氏体基体存在回复软化现象。综合评估,残余奥氏体含量不同的2种钢其耐磨性相近。因此,目前关于残余奥氏体对马氏体钢耐摩擦磨损性能的作用存在分歧。
在上述研究中,新近开发的Q&P和淬火-配分-回火(quenching-partitioning-tempering, Q-P-T)钢的情况也被提及,但研究主要集中于低碳或高碳范围的冲击磨损[9~11]或搅拌振动磨损[12],外加载荷存在瞬时性且峰值较高。其次,研究Q&P试样时以贝氏体试样为对比,未采用传统的Q&T试样作为参照[12]。而在研究Q-P-T试样时则难以隔离碳化物的影响[11]。故这些工作不能很好突出Q&P试样中残余奥氏体的作用。基于上述原因,本工作以传统的Q&T试样作为参照,通过改变奥氏体化温度,对中碳Fe-0.4C-1.5Mn-1.5Si钢分别进行临界奥氏体化和全奥氏体化Q&P处理,以调节试样的显微组织。通过干滑动摩擦磨损实验研究恒定低载荷情况下试样的磨损行为及其原因,揭示磨损机制,期望对中碳Q&P钢在服役环境下的摩擦磨损形式提供一定的理论支持。
实验所用为厚20 mm的热轧板,其名义化学成分为Fe-0.4C-1.5Si-1.5Mn (质量分数,%)。利用Gleeble 3500热模拟试验机通过热膨胀法测得相变特征温度分别是：奥氏体转变结束温度(Ac3)为828 ℃,Ms和Mf分别为303和122 ℃。经线切割获得4片100 mm×100 mm×11 mm的试块,分别随炉加热到800 ℃ (1片)、860 ℃ (2片)和1000 ℃ (1片)保温10 min。其中在860 ℃奥氏体化的1片试样直接水淬到室温,然后再在420 ℃的盐浴炉中保温2 min获得Q&T 860试块。另外3片则从高温浸入240 ℃ (淬火终止温度)的盐浴炉中保温1 min,再转入420 ℃盐浴炉中保温2 min进行配分,最后水淬到室温获得不同的Q&P试块：Q&P 800、Q&P 860和Q&P 1000。其中淬火终止温度和配分温度的选取依据见文献[7]。
采用UMT TriboLabTM摩擦磨损仪进行球/盘式线性往复滑动摩擦磨损实验。试样尺寸为20 mm×20 mm×10 mm的方块,经磨制抛光后与直径8 mm的碳化钨钢球对摩。实验过程中方块固定不动,与之直接接触的钢球往复滑动。实验参数为：加载载荷50 N,往复频率2 Hz,往复行程20 mm,滑动速率40 mm/s和磨损行程144 m。由于实验参数不变,故每种试样均以磨痕体积表示磨损量V (mm3),稳态摩擦系数m和磨损量V取3次实验的平均结果。在求取磨痕体积时为获得更为精确的结果,采用Bruke Contour GT-1白光干涉三维光学显微镜测量磨痕的截面轮廓。
经4%硝酸酒精腐蚀后,试样的显微组织在Imager A1m正置金相显微镜(OM)和LYRA3型TESCAN扫描电子显微镜(SEM)上进行观察。同时,该SEM也用于观察表面磨痕形貌,其附带的能谱仪(EDS)用于分析磨屑的化学成分。从磨损表面平行切下约0.3 mm厚度的薄片,将磨损表面清理干净并用AC纸覆盖保护以从背面(切割面)磨制透射电子显微镜(TEM)观察的样品,然后采用5%的高氯酸酒精溶液在-20 ℃左右电解双喷,最后用EM RES 102离子减薄仪轰击约10 min以去除表面腐蚀产物。所制备的样品在JEOL 2100F-TEM上观察,加速电压为200 kV。
残余奥氏体含量的测定在D/Max-2550/PC型X射线衍射仪(XRD)上进行。采用Cu靶,工作电压为35 kV,工作电流为20 mA,扫描角度为40°~105°,扫描速率为2°/min。对获得的XRD数据用对比法进行计算,即先求得马氏体(α)和奥氏体(γ)两相的相关系数Cγ和Cα,由公式(1)计算残余奥氏体的体积分数(fγ)[22]:
式中,Iα和Iγ分别是马氏体衍射峰和奥氏体衍射峰的积分强度。选取马氏体的(200)α、(211)α峰和奥氏体的(200)γ、(220)γ和(311)γ峰进行组合配对,然后求取残余奥氏体含量的平均值。同时,利用(111)γ衍射峰的位置求出残余奥氏体的点阵常数aγ (nm),根据公式(2)[23]求得其中的C浓度xγ (质量分数,%)：
再根据质量守恒可求得马氏体中的C浓度xα(质量分数,%)。
使用402 SXV维氏显微硬度计对试样磨损实验前后的表面硬度进行测量,加载载荷为9.8 N,加载时间为15 s。
图1为不同热处理后试样的OM像,其基体为马氏体。其中,由于奥氏体化温度低于Ac3,Q&P 800试样中存在块状分布的白色铁素体,面积分数约为(5.51±0.3)% (图1b)。由此估算得到体积分数约为6.75%,与用Thermo-Calc软件计算得到的结果相近。而在其它3个样品中,因奥氏体化温度均高于Ac3,显微组织中没有发现铁素体,且因残余奥氏体量较低,金相观察难以分辨,所以均显示典型的马氏体组织。因Q&P 1000的奥氏体化温度较高,由此形成的板条特征更为明显,马氏体尺寸更大。
图1 4个试样的OM像
Fig.1 OM images of Q&T 860 (a), Q&P 800 (b), Q&P 860 (c) and Q&P 1000 (d) specimens, respectively
在摩擦实验前,利用XRD测量获得的(200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ和(311)γ衍射峰(图2),采用对比法[22]计算出Q&P试样中残余奥氏体的体积分数分别约为22.28%(Q&P 800)、14.37%(Q&P 860)和13.79% (Q&P 1000)。而Q&T 860试样中并未测得有效的奥氏体衍射峰,估算残余奥氏体的含量低于3%,可基本忽略不计。由于Q&P 860和Q&P 1000试样中的残余奥氏体含量大致相近,表明原奥氏体的晶粒尺寸差异并不显著改变相变动力学,这与Huang等[24]在低碳试样中发现的结果一致。Q&P 800试样在800 ℃等温时形成贫C铁素体与富C奥氏体的双相组织。富C的奥氏体Ms温度低,导致随后的淬火-配分处理能形成更多的残余奥氏体。经计算,这些残余奥氏体中的C浓度xγ分别为(1.06±0.01)% (Q&P 800)、(1.37±0.02)% (Q&P 860)和(1.38±0.02)% (Q&P 1000),即引入铁素体的Q&P 800试样中残余奥氏体的C浓度很低。
图2 摩擦磨损实验前后试样的XRD谱
Fig.2 XRD spectra of specimens before (b) and after (a) wearing tests
如表1所列,摩擦实验前,4组试样中Q&T 860的显微硬度最高,达546 HV,而Q&P 800的硬度则低至334 HV。Q&P 860和Q&P 1000的硬度相近且介于Q&T 860和Q&P 800之间,分别为452和449 HV。这一结果与上述显微组织分析一致,即软相铁素体与奥氏体的增加导致试样的硬度降低。
表1 摩擦磨损实验前后试样的显微硬度
Table 1 The hardness of specimens before and after wearing tests
| Specimen | Before / HV | After / HV |
|---|---|---|
| Q&T 860 | 546 | 527 |
| Q&P 800 | 334 | 419 |
| Q&P 860 | 452 | 434 |
| Q&P 1000 | 449 | 420 |
图3a为4组试样的动态摩擦系数随时间的变化规律,其稳态期对应的平均摩擦系数列于表2。由图3a可看出,4组试样的瞬时摩擦系数均先迅速升高再迅速降低,然后逐渐上升到某一数值附近上下波动。这与摩擦过程试样表面的变化有关。一般而言,由于试样和对磨球的表面都不处于完全平整的状态,表面存在大量能阻碍相对滑动的微凸体。摩擦刚开始时两者的接触面积小,突然施加的载荷会造成试样表面发生剧烈变化,通过破坏微凸体的方式克服阻碍。这一阶段的摩擦显示磨合期的特征,摩擦系数急剧增加,单位时间的磨损量较高[25]。之后,由于磨合期产生的部分磨屑堆积在试样表面起着润滑作用,使得摩擦系数有所下降。同时,随着摩擦磨损的进行,温度上升,材料接触表面出现软化,也使得摩擦系数下降。随着摩擦接触面积的增大,叠加部分磨屑起到磨料效果,增加了试样表面的摩擦系数并逐渐趋于稳定,磨损速率也趋近平缓,此时磨损进入稳态期。但值得注意的是,Q&P 860和Q&P 1000试样在磨合期的最大摩擦系数均高于稳态期,在稳态期它们的平均摩擦系数较为接近,约为0.56。而Q&P 800试样稳态期的摩擦系数与磨合期的最大摩擦系数基本相同,约为0.79,这个数值也是4组样品中最大的。而对于Q&T 860试样,稳态期的摩擦系数则远高于磨合期的最大摩擦系数,在稳态期,Q&T 860试样的平均摩擦系数略低于Q&P 800。这一结果表明,不能仅以材料基体的硬度来推测它的摩擦系数及耐磨性[25,26]。
图3试样的摩擦系数随时间的变化曲线和试样的磨损体积轮廓图
Fig.3 Variations of friction coefficient (μ) of four specimens with time (t) (a), and the profile of cross-sectioned worn surfaces of four specimens (b) (X is the width of worn surface, Z is the depth of worn surface)
表2 试样的摩擦磨损性能
Table 2 The friction and wearing properties of four kinds of specimens
| Specimen | μ | V / mm3 |
|---|---|---|
| Q&T 860 | 0.77 | 3.61×10-2 |
| Q&P 800 | 0.79 | 2.90×10-2 |
| Q&P 860 | 0.57 | 7.95×10-2 |
| Q&P 1000 | 0.55 | 10.51×10-2 |
图3b为4个试样磨痕的侧面轮廓图,其中X为磨痕宽度,Y为磨痕长度(10 mm),Z为磨痕深度,根据式(3)可计算出磨痕体积,即试样的磨损量V:
由表2可知,V的大小顺序为：Q&P 800<Q&T 860<Q&P 860<Q&P 1000,即耐磨性依次下降。这一结果表明,尽管存在最高含量的残余奥氏体和少量的铁素体,Q&P 800试样的耐磨性反而超过Q&T 860试样。同时,对比Q&P 860和Q&P 1000试样的μ和V也说明,细化原奥氏体晶粒导致强化,客观上利于提高耐磨损性,但Q&P 860的耐磨损性仍远低于Q&P 800。
图4a~h为摩擦磨损实验后4组试样的表面磨痕形貌。初步判别,Q&P 800试样在摩擦过程中接触面的变化更接近于Q&T 860,这与上述2者近似相同的摩擦系数μ对应,即在稳态期,Q&P 800和Q&T 860一样,均以较硬的表面状态与对摩球接触。而Q&P 860和Q&P 1000的形貌则更为相似,同样对应于上述它们相近的摩擦系数μ,表明这2种试样的摩擦磨损机制几乎相同。
图4 4组试样的表面磨痕形貌图及EDS谱
Fig.4 Low (a~d) and high (e~h) magnified wearing morphologies of Q&T 860 (a, e), Q&P 800 (b, f), Q&P 860 (c, g), Q&P 1000 (d, h) specimens, EDS of the abrasive grain on the wearing surface of Q&T 860 specimen (i), EDS of the protrusion on the surface of the ground ball after wearing with Q&P 860 specimen (j)
图4a和b可看出,Q&T 860和Q&P 800试样表面均为带有微凹坑的浅犁沟形貌,表明材料的损伤流失是以塑性去除为主、脆性断裂去除为辅的磨粒磨损机制。放大后的图4e和f表明,Q&P 800试样的塑性去除更严重,而Q&T 860的脆性剥落坑则更多些。同时,在磨损表面均弥散分布着少量白色粒状物,EDS分析表明为Fe的氧化物(图4i)。由此断定,Q&P 800和Q&T 860试样均为以磨粒磨损为主,伴有少量氧化磨损的混合磨损机制。
由图4c、d、g和h可知,Q&P 860和Q&P 1000试样表面形貌则为不连续的、具有微切(凿)削痕迹的深宽犁沟形貌,表明摩擦过程中2组试样的塑性形变十分严重。图4j为Q&P 860试样磨损后对磨球表面凸出物的EDS分析。结果表明,这些凸出物含有Fe、C、Mn、Si和O等元素,说明凹坑中的材料被转移到对磨球的表面,即存在粘着磨损的情况。其原因在于磨损过程中,实际接触面积远比名义接触面积小,在载荷作用下峰点接触处的应力能达到材料的屈服极限而产生塑性形变。由于接触点的金属处于塑性流动状态,在摩擦接触点可能产生瞬时高温,使接触的2种金属产生粘着。由于对磨球比试样硬度高,可能的粘着物剪断易发生在试样一侧,从而在试样表面留下凹坑,对磨球表面产生粘着凸出物[27,28]。此外,从放大后的图4g和h发现,相对于Q&P 860试样,Q&P 1000表面的氧化物数量更多、尺寸更大,其氧化磨损更严重。因此,Q&P 860和Q&P 1000试样的磨损机制为磨粒磨损和粘着磨损为主,同时伴有(严重)氧化磨损的混合磨损机制。
为了更深入地判别摩擦磨损特征,利用4%硝酸酒精腐蚀了摩擦实验后试样的接触表面,并用SEM观察了显微组织,如图5所示。同时对磨痕处进行了显微硬度测量,3次测量后的平均值见表1。
图5 4组试样磨损实验后磨面的显微组织特征
Fig.5 The microstructural features of worn surfaces of Q&T 860 (a), Q&P 800 (b), Q&P 860 (c) and Q&P 1000 (d) specimens after wearing tests
从图5a和b可以发现,Q&T 860和Q&P 800试样表面存在大小不一的微凹坑,但前者微凹坑内有明显的裂纹,且周围的形变特征非常不明显,基本与远离微凹坑区域的形貌一致。微凹坑附近的显微硬度稍低于摩擦前基体的硬度,约为527 HV,表明Q&T 860试样内的马氏体在摩擦期间并未发生明显的塑性形变,主要磨损机制为以脆性脱落为主的磨粒磨损。而Q&P 800试样磨损表面的微凹坑尺寸明显比Q&T 860试样的小,里面几乎不存在裂纹,即Q&P 800试样对脆性断裂的抑制明显优于Q&T 860试样。对比图5a、c和d中的不同形貌,这应该主要源于铁素体的增塑作用。从试样的表面浮凸判断,靠近微凹坑的浮凸尺寸较小,而远离微凹坑周围的浮凸尺寸较大,表明它们在摩擦过程中经受了程度不同的形变。微凹坑附近的显微硬度约为430 HV,不仅高于远离微凹坑区域的419 HV,更远高于摩擦前的340 HV,反映出摩擦过程中试样表面存在的加工硬化现象使得硬度提高,进而有利于增加耐磨性。
图5c和d表明,Q&P 860和Q&P 1000试样的磨面均为断续的微切削和微凹坑形貌,微切削的整体方向平行于滑动方向,宽度在2~5 μm之间。高密度的微切削说明摩擦过程中2组试样表面极易发生塑性形变和损伤,但后者的微切削宽度更大,且微切削和微凹坑周边有明显的开裂迹象,表明该试样的抗磨损性能更低。2种试样微切削附近的显微硬度分别为434和420 HV,与远离微切削区域的显微硬度大致相等,均低于摩擦前基体的硬度,表明摩擦过程中2组试样表面都不会发生显著的加工硬化行为。
忽略铁素体,TEM明场像(图6a)显示Q&P 800试样主要为板条马氏体结构。以操作矢量g=
图6 Q&P 800试样磨损前后的TEM像和SAED谱
Fig.6 Bright (a, c) and central dark (b, d) field TEM images of Q&P 800 samples before (a, b) and after (c, d) wearing tests respectively (Insets show the SAED patterns)
对摩擦后的试样仔细观察,发现除了磨损实验前的形貌外,在Q&P 800试样内还观察到了一些特殊的组织。SAED谱分析和中心暗场操作(操作矢量g=
采用传统的Q&T处理试样作参考,现有的实验结果表明,不同奥氏体化Q&P试样的摩擦磨损性能不完全决定于热处理能达到的显微硬度,即显微组织中存在一定量的软相不必然导致磨损性能的降低。其次,不同的显微组织影响了Q&P试样的磨损机制。具体而言,以磨损体积为衡量标准,当前的试样中,虽然显微组织细化的效应使得Q&P 860试样的耐磨损性能略高于Q&P 1000试样,但仍达不到Q&P 800试样的一半。而Q&P 800试样甚至表现出高于Q&T 860试样的耐磨损性。值得注意的是,在这4组试样中,Q&P 800中硬相马氏体的含量最低,而Q&T 860试样中则几乎不存在软相。由于铁素体已被证明不利于材料的耐磨损性能[30],可以推知,残余奥氏体在摩擦时不同的形变和相变行为导致了Q&P 800与其它2种Q&P试样迥异的耐磨损性能。
首先,Q&P 860试样的耐磨性低于Q&T 860试样。由前文的显微组织分析可知,2组试样的主要区别在于Q&P 860试样内含有约14.37% (体积分数,下同)的残余奥氏体。对比实验前后的硬度变化(表1),以及根据XRD谱(图2)计算Q&P 860试样中残余奥氏体体积分数的变化(从14.37%左右降低到12.72%左右)可知,在目前的实验条件下,摩擦过程中Q&P 860试样接触表面并没有发生明显的马氏体相变。残余奥氏体仅作为软相参与摩擦,主要发生塑性形变和撕裂,没有发生相变硬化作用,其低的显微硬度对Q&P 860试样的耐摩擦磨损性能起着不利的作用,导致远低于Q&T 860试样的耐摩擦磨损性能。
其次,实验前后Q&P 1000试样的显微硬度(表1)和残余奥氏体含量变化(从约13.79%略微降低到约11.91%)规律与Q&P 860试样相同,表明该试样中残余奥氏体在摩擦磨损过程中也主要是塑性形变与撕裂,未发生显著的马氏体相变。即Q&P 860和Q&P 1000试样耐磨损性只区别于马氏体显微组织的细化程度。众所周知,细化显微组织能提高粘着抗力,从而使得细晶Q&P 860试样的粘着磨损程度低于Q&P 1000试样(图4),耐磨性得以提升。
而临界区奥氏体化时,由于部分铁素体的形成,Q&P 800试样中未转变奥氏体的C含量增加,导致低的Ms温度。当选用与Q&P 860相同的淬火终止温度240 ℃时,转变形成的马氏体量较低,降低了能配分到残余奥氏体中的C含量。所以热处理结束后,残余奥氏体中的C浓度仅约为1.06%,其机械稳定性低于Q&P 860试样中的残余奥氏体(C浓度约1.37%)。根据C原子质量守恒计算出2种试样中马氏体的C浓度近似相等(约0.08%)。所以,在摩擦实验时,2种试样中马氏体基体的耐磨损性应大致相同。根据表1中的硬度和图2中XRD谱中衍射峰计算的残余奥氏体量,不同于Q&P 860试样,实验前后Q&P 800试样的显微硬度明显上升(从334 HV增加到419 HV),其内残余奥氏体的体积分数明显下降(从约22.28%下降到约11.20%)。经TEM表征证实,在密集摩擦带的附近存在孪晶马氏体。这些证据均表明,Q&P 800试样在摩擦过程中发生了明显的马氏体相变,接触表面发生硬化,以及点阵膨胀导致附加压应力,进而提升了试样的耐磨损性能并改变了磨损机制。因此Q&P 800试样中的残余奥氏体对耐磨损性能的贡献十分显著,不仅弥补了少量铁素体的不利作用,甚至使得Q&P 800试样的耐磨损性能超过Q&T 860试样。
由本工作可知,对于中碳Q&P钢而言,摩擦实验前材料的硬度与耐磨性并无直接关联。在低载荷条件下,软相残余奥氏体的稳定性而非含量才是影响耐磨损性能的主导因素。对Q&P材料耐摩擦磨损性能的评估不宜使用摩擦磨损实验前的硬度作为衡量指标,而应考虑在摩擦过程中是否会发生硬化效应。
当然,材料摩擦机制的变化还与工况条件密切相关,如外加载荷和滑动速率的变化均能影响残余奥氏体的稳定性。若加载的力过大可能使Q&P 860和Q&P 1000试样中的残余奥氏体也发生马氏体相变,同时较高的滑动速率可能引起摩擦表面升温过于明显,从而影响残余奥氏体的稳定性。因此为避免复杂性,本工作仅设计低载荷和低滑动速率条件下的摩擦磨损实验,其所得的结果应该具有一定局限性。
(1) Q&P 860和Q&P 1000试样具有最低的耐摩擦磨损性能,主要在于富C残余奥氏体较高的机械稳定性,使得其在摩擦过程中不易发生马氏体相变而提供额外的硬化,仅作为软相参与摩擦,对耐磨性没有贡献。2种试样略有差异的耐磨损性源自不同奥氏体化温度引起的细晶强化。
(2) 临界奥氏体化处理的Q&P 800试样中虽然含有更多量的残余奥氏体且还有少量铁素体,但由于残余奥氏体内的C浓度较低,机械稳定性较差,摩擦过程中更容易诱发马氏体相变导致额外的加工硬化和表面的压应力,从而显著提升试样的耐磨性,甚至高于Q&T 860试样。
The authors have declared that no competing interests exist.
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