不同冲击载荷下轻质耐磨钢的组织及耐磨性研究

梁力文 王青峰 毛忆瑄 程 奔 刘日平 孙建昌 陈民涛

（1.燕山大学 亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，河北 秦皇岛 066004；2.太原重工股份有限公司 技术中心，山西 太原 030000）

传统高锰钢（如Mn13）经过时效处理后具有良好的冲击韧性和加工硬化性能［1］，因而被广泛用作矿山、冶金、机械用耐磨件材料。但是传统高锰钢的初始硬度、屈服强度低，在低、中冲击载荷下不能达到或保持良好的耐磨性能，并且材料密度大，导致大型工件质量大，能源消耗多。Fe-Mn-Al-C系轻质高强钢是在传统高锰钢成分基础上添加一定量的Al 以降低其密度。每添加质量分数为1%的铝，钢密度降低1.3%左右［2］。此外，Fe-Mn-Al-C系轻质钢还具有优异的力学性能，屈服强度为400 ～1 000 MPa，抗拉强度为600 ～2 000 MPa，断后伸长率最高可达100%［3］。

国内外研究人员对Fe-Mn-Al-C 系轻质钢的力学性能、第二相析出及其强化机制进行了深入研究［4-9］，结果表明，合适的热处理（时效）能促使钢中析出碳化物，阻碍变形过程中位错的运动，导致钢的强度提高、加工硬化率和断后伸长率降低。彭世广等［10］对固溶时效态Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的冲击磨损性能进行了研究，发现在0.5 J 的低冲击载荷下，其耐磨性是固溶态Mn13Cr2 钢的1.40倍。Ba 等［11］研究表明，固溶时效态Fe-25Mn-7Al-1.0C钢经过爆炸硬化处理后的耐磨性是Mn13Cr2 钢的1.61 ～1.68 倍。但目前关于不同热处理条件下Fe-Mn-Al-C 系高锰钢的力学性能、冲击磨损性能及硬化机制的研究相对较少。本文以传统Mn13Mo 高锰钢为对比材料，研究了轻质Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 耐磨钢经固溶处理和固溶＋时效处理后的力学性能、冲击磨损性能及磨损机制，以期进一步挖掘Fe-Mn-Al-C系高锰钢的应用潜力。

1 试验材料及方法

1.1 试样及加工

试验材料为轻质Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 耐磨钢，对比材料为Mn13Mo 钢，两者化学成分如表1所示。将铸锭锯切后，线切割加工成冲击、拉伸及磨损试样毛坯，冲击试样尺寸为13 mm×13 mm×60 mm，拉伸试样尺寸为13 mm×13 mm ×90 mm，冲击磨损试样尺寸为13 mm×13 mm×35 mm。

表1 试验钢的化学成分Table 1 Chemical compositions of the tested steels%

基于目前国内矿山机械用耐磨钢的热处理工艺，参照GB／T 5680—2010《奥氏体锰钢铸件》对Mn13Mo钢进行1 080 ℃保温2 h 的固溶处理和350 ℃保温4 h的时效处理。为了获得单一稳定奥氏体相，消除铸态组织的不均匀性，并探究时效工艺对Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 耐磨钢的组织与性能的影响，对钢进行以下3 种条件下的热处理：（1）1 100 ℃保温2 h固溶处理；（2）1 100 ℃保温2 h 固溶处理＋300 ℃保温5 h 时效处理；（3）1 100 ℃保温2 h固溶处理＋500 ℃保温2、5 h时效处理，热处理工艺曲线如图1 所示。为了便于描述，将Mn13Mo钢的热处理工艺定义为Q1 ＋A，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢的热处理工艺分别定义为Q2、Q2 ＋A1、Q2 ＋A2、Q2 ＋A3。

图1 热处理工艺Fig.1 Heat treatment processes

按GB／T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1 部分：室温试验方法》、GB／T 229—2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》与T／CFA 010604-3—2016《钢铁材料冲击磨料磨损试验方法》，将原始毛坯分别精加工成10 mm ×10 mm ×30 mm 的冲击磨损试样，夹持端横截面直径为10 mm、原始标距（L0）为5 倍原始直径（d0）的拉伸试样，10 mm×10 mm×55 mm 的V 型缺口冲击试样，试验温度为－40 ℃。不同热处理条件下的力学性能均检测3 次，取平均值。

1.2 冲击磨损试验

采用MLD-10B型动载荷磨料磨损试验机，在1、2 和4 J 载荷下进行冲击磨损试验，分别对应低、中、高应力工况，其结构原理如图2 所示。上试样为标准试样（试验钢），由10 kg 的冲锤带动以200 次／min的频率做上下往复运动；下试样为圆环形对磨试样，其外圆直径为50 mm，内圆直径为30 mm，厚度为15 mm，由电动机主轴带动以200 r／min 的速率进行旋转对磨。其中，下试样（对磨试样）为调质45 钢（碳质量分数为0.44%，硬度为58 HRC）。采用粒径为1.50 ～2.36 mm的特制石英砂，磨料流量为20 kg／h。冲击时间为1 h。磨损试验结束后，将试样分别用丙酮溶液和无水乙醇溶液在超声波清洗仪中清洗180 s，然后用精度为0.1 mg的电子天平称取质量，每个试样称取3 次，取其平均值作为磨损结果。

图2 MLD-10B型动载荷磨料磨损试验机结构原理图Fig.2 Structural schematic diagram of MLD-10B dynamic load abrasive wear testing machine

1.3 材料表征

分别使用体积分数为4%和20%的硝酸酒精溶液对磨损试验前后的试样进行腐蚀，然后在Axiover-200MAT 型蔡司金相显微镜（optical microscope，OM）下观察微观组织。利用Rigaku D／max- 2500／PC 型X 射线衍射仪（X-ray Diffractometer，XRD）分析固溶＋时效处理前后试样的物相组成，采用Cu靶，工作电压为40 kV，电流为100 mA。采用S-3400N 型扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察磨损前后试样的表面、侧面组织形貌。将磨损后试样的凸起部分切除，抛光后测试其磨损表面布氏硬度。最后将磨损后试样沿中轴侧面切开，经磨、抛和腐蚀后在金相显微镜下观察磨损形貌。

2 试验结果

2.1 微观组织与力学性能

Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 和Mn13Mo 钢经不同工艺热处理后的力学性能如表2 所示。可以看出，固溶和时效处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的屈服强度、断后伸长率与硬度均高于Mn13Mo钢。经500 ℃保温2 h 时效处理（Q2 ＋A2）的Fe-26Mn-7. 5Al-1. 0C 钢的屈服强度相比固溶态（Q2）提高了59%，抗拉强度提高了36%，硬度提高了10%，与经时效处理（Q1 ＋A）的Mn13Mo 钢相比，屈服强度提高了75%，抗拉强度提高了34%，断后伸长率提高了29%，硬度提高了15%，并且具有良好的冲击韧性。500 ℃保温5 h 时效处理（Q2 ＋A3）后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的强度与硬度进一步提高，但断后伸长率和冲击韧性明显降低。

表2 经不同工艺热处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C和Mn13Mo钢的力学性能Table 2 Mechanical properties of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after being heat treated by different processes

两种试验钢的微观组织如图3 所示，均为单相奥氏体。其中，经过350 ℃保温4 h（Q1 ＋A）时效处理的Mn13Mo 钢晶界与晶内均有第二相析出；经过500 ℃保温5 h 时效处理（Q2 ＋A3）的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢晶内与晶界均有数量较多、尺寸较大的第二相析出，随着时效温度的提高与时效时间的增加，奥氏体晶粒尺寸略微减小。

图3 经不同工艺热处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C与Mn13Mo钢的显微组织Fig.3 Microstructures of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after being heat treated by different processes

不同工艺热处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的XRD图谱如图4 所示。图4 显示：经固溶处理钢的XRD图谱中并没有观察到析出相或其他有序相的衍射峰，组织为单一奥氏体；经300 ℃保温5 h时效处理后，在衍射角为33°时出现了κ相的（110）面衍射峰；随着时效温度的提高与时效时间的增加，κ（110）衍射峰的强度增强，这与彭世广等［10］的研究结果相似。由局部放大图可以看出，500 ℃时效2 h后，γ相的（111）面衍射峰向右偏移，时效时间进一步增加至5 h，衍射峰偏移程度增大，这与析出相的出现有关。富Al、Mn和C的过饱和奥氏体钢在时效过程中发生了调幅分解，Al和C原子有序排列，使M3C型碳化物转变为κ-碳化物［7］；同时奥氏体基体的固溶度下降，导致晶格间距减小，由布拉格方程（1）可知，d 值越小，则θ 值增大，故奥氏体衍射峰向右偏移。

图4 不同工艺热处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的XRD图谱（a）和局部放大图谱（b）Fig.4 XRD patterns（a）and close-up view（b）of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steels after being heat treated by different processes

式中：d 为晶面间距；θ 为入射束与反射面的夹角；λ为X射线的波长；n为衍射级数。

图5 为经不同工艺热处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的微观组织及选区电子衍射斑点。由图5（a，b）可见，经过固溶处理的钢中并没有第二相析出，衍射斑点标定基体为奥氏体。经过500 ℃保温5 h（Q2 ＋A3）时效处理后，通过选区电子衍射斑点标定发现有纳米级第二相，与奥氏体呈共格关系，如图5（c，d）所示。经分析，该析出相为纳米级（Fe，Mn）3AlCx，是具有L12结构的κ-碳化物［12］。经过时效处理后析出的纳米级κ-碳化物呈块状栅格形分布于奥氏体晶内，对钢的屈服强度有显著影响［13］。结合表2 和图3 可知，经过时效处理后析出的κ-碳化物均匀弥散地分布于奥氏体晶内，进而提高了钢的强度和硬度，但尺寸较大κ-碳化物的析出也会影响钢的断后伸长率和低温冲击韧性。

图5 不同工艺热处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的微观组织（a，c）及选区电子衍射斑点（b，d）Fig.5 Microstructures（a，c）and selected area electron diffraction spots（b，d）of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steels after being heat treated by different processes

2.2 冲击磨损性能

材料耐磨性的计算公式为［14］：

式中：W为材料在单位时间内的磨损量，g／h。

图6 为不同工艺热处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C与Mn13Mo钢的耐磨性对比。由图6 可知，时效处理的Mn13Mo 钢在2 J冲击载荷下具有最好的耐磨性，随着冲击载荷的进一步增大，耐磨性下降。经过固溶和时效处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在不同冲击载荷下的耐磨性变化趋势基本一致，即在2 J载荷下耐磨性较低，在4 J 载荷下耐磨性最好，并且随着时效温度的提高与时效时间的增加，耐磨性提高。其中，经过500 ℃保温5 h时效处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在1 J载荷下的耐磨性较Mn13Mo钢提高了25.7%，在4 J载荷下的耐磨性提高了30.2%。经其他时效工艺处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢在1 J 载荷下的耐磨性较Mn13Mo钢提高了20% ～23%，在4 J载荷下的耐磨性提高了6.0% ～21.0%。

图6 不同工艺热处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C与Mn13Mo钢的耐磨性Fig.6 Wear resistance of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after being heat treated by different processes

表3 为不同工艺热处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢经过不同冲击载荷磨损后的表面硬度。由表3 可知，Mn13Mo 钢经冲击磨损后表面硬度明显提高，在4 J 冲击载荷下磨损后的平均硬度可达544 HB，但在硬度提高的同时材料脆性急剧增大，导致耐磨性下降。

表3 Fe-26Mn-7.5Al-1.0C和Mn13Mo钢经过不同冲击载荷磨损后的表面硬度Table 3 Surface hardness of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after impact wear under different load conditions

Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢经过不同冲击载荷磨损后的表面硬度增值较Mn13Mo 钢低，并且固溶时效处理的钢的硬度增值较固溶处理的低，这与κ-碳化物的析出有关。有研究［15］发现，位错与κ-碳化物相互作用后会切过κ-碳化物，从而导致滑移平面软化，应变硬化率降低。κ-碳化物的析出量越大，位错与κ-碳化物相互作用的概率越大，应变硬化率下降越明显，因此固溶时效的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢应变硬化率下降。但较高的初始硬度与良好的塑韧性结合使Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在高冲击载荷下仍具有较高的耐磨性。

3 讨论分析

3.1 冲击磨损机制

图7 为经过350 ℃保温4 h 时效处理（Q1 ＋A）的Mn13Mo 钢在不同冲击载荷下磨损后的表面SEM 形貌。可以看出，Mn13Mo 钢在1 和2 J冲击载荷下磨损表面存在大面积深度较浅的犁沟与少量剥落坑。经过2 J 冲击载荷磨损后，Mn13Mo钢表面充分硬化，抵抗磨粒磨损的效果最佳，因此该材料的临界冲击载荷为2 J［16］。随着冲击载荷提高至4 J，材料表面塑性变形与磨损程度增大，犁沟减少，出现了大量分层坑与疲劳磨损导致的剥落坑；此外，磨损表面还出现了少量微裂纹，导致材料耐磨性下降。影响耐磨性的因素除硬度外，冲击韧性的影响也很重要。在4 J 冲击载荷、高应力条件下，材料表面快速硬化，同时脆性增大，在磨损较严重区域易产生微裂纹源，随着磨损过程的继续，裂纹逐渐扩展汇集，交汇于一处后导致材料表面基体大块剥落，进而降低材料的耐磨性。

图7 经过时效处理的Mn13Mo钢在不同冲击载荷下磨损后的表面SEM形貌Fig.7 SEM morphologies of worn surface of Mn13Mo steel after ageing treatment under different impact load conditions

图8 为不同工艺热处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢经过不同冲击载荷磨损后的表面SEM 形貌。由图8（a ～c）可以看出，随着冲击载荷的增加，固溶处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的磨损表面塑性变形程度逐渐增大。在1 J 冲击载荷下，磨损表面主要是嵌入的磨粒在推挤压力的作用下形成浅且长的犁沟；2 J冲击载荷下，犁沟变得短且深，塑性变形程度增大，磨损形貌为不均匀分布的大量犁皱，并且存在少量剥落坑；4 J 冲击载荷下，犁沟减少，出现较多的剥落坑与较深的分层坑。随着冲击载荷的增加，材料占主导地位的磨损机制变化趋势为：微观切削→微观切削＋塑性变形磨损→塑性变形＋疲劳剥落。

图8 不同工艺热处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在不同冲击载荷下磨损后的表面SEM形貌Fig.8 SEM morphologies of worn surface of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steel after being heat treated by different processes under different load conditions

由图8（d ～f）可以看出：经过500 ℃保温5 h时效处理（Q2 ＋A3）的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在1 J冲击载荷下磨损表面形成的犁沟较固溶处理的浅且宽，这与时效析出的κ-碳化物强化基体、提高材料初始硬度有关；在2 J冲击载荷下，犁沟深度增加、宽度减小，在切削磨损面还有石英砂磨粒继续推挤作用下形成的二次犁沟，同时在犁沟周围与塑性变形区存在少量剥落坑；冲击载荷为4 J时，磨损表面为大范围且较浅的犁沟与疲劳磨损形成的剥落坑，说明经过时效处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在高冲击载荷下具有更优的耐磨性。这是因为：一方面，与Mn13Mo 钢相比，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的Mn 和Al 元素含量更高，而Mn和Al 元素可以提高高锰钢的加工硬化性能［17］；另一方面，时效析出的κ-碳化物在提高基体硬度的同时，弥散分布于奥氏体晶内起到抵抗磨料磨损的作用，加之奥氏体具有较高的加工硬化能力，使时效处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的耐磨性高于其固溶态及Mn13Mo钢。随着冲击载荷的增加，500 ℃保温5 h 时效处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢占主导地位的磨损机制变化趋势为：微观切削→微观切削＋塑性变形磨损→微观切削＋疲劳剥落。

3.2 加工硬化机制

图9 为时效处理后Mn13Mo钢磨损试样的侧面OM形貌。可以看出，Mn13Mo 钢磨损侧面有大量细密的滑移带，随着冲击载荷的增加，滑移线间距减小。在4 J冲击载荷下，Mn13Mo钢晶粒细化，晶界存在粗大的碳化物。

图9 时效处理后Mn13Mo钢在不同冲击载荷下磨损后的侧面OM图像Fig.9 OM images of worn side of Mn13Mo steel after aging treatment under different impact load conditions

图10 为时效处理后Mn13Mo钢在4 J冲击载荷下磨损后的侧面SEM形貌。可以看出，磨损侧面存在许多紧密排列的沿流变分布的滑移线，这些滑移线之间呈近似平行关系，且不同晶粒内滑移线延展分布方向不同，材料内部存在不同取向的晶粒，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移方向也不相同。由于大量滑移线组成的滑移带横贯于晶内，在分割晶粒的同时起到了细化晶粒的作用，聚集排列的滑移线组成的滑移带也是Mn13Mo钢在冲击磨损过程中加工硬化的主要原因。但随着冲击载荷的增加，材料急剧硬化的同时，晶界较多粗大的碳化物会增加开裂的敏感性，加之外应力的冲击与磨粒的摩擦，为裂纹的扩展提供了条件，进而降低了材料的耐磨性，这也是图7（c）中磨损表面存在较多微裂纹的原因。Peng等［18］研究了Mn13Cr2钢固溶处理后在4 J冲击载荷下磨损1 h 的磨损行为，发现其硬化机制主要为滑移带与机械孪晶。本文Mn13Mo钢在试验冲击磨损条件下的硬化机制主要为滑移带，大量滑移带与晶粒细化是其加工硬化率较高的主要原因。

图10 时效处理后Mn13Mo钢在4 J冲击载荷下磨损后的侧面SEM图像Fig.10 SEM image of worn side of Mn13Mo steel after aging treatment under impact load of 4 J

图11为经Q2 ＋A3时效处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢磨损试样的侧面SEM形貌。可以看出，随着冲击载荷的增加，磨损侧面位错滑移线密度增加，但滑移线的形态与Mn13Mo 钢有所不同，其平直度较小且部分呈弯曲状，晶粒尺寸没有发生明显变化。

图11 Q2 ＋A3时效处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在不同冲击载荷下磨损后的侧面SEM图像Fig.11 SEM images of worn side of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steel after Q2 ＋A3 aging treatment under different impact load conditions

图12为Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢经过500 ℃保温5 h（Q2 ＋A3）时效处理后，在4 J冲击载荷下磨损后的侧面SEM形貌。可以看出，在4 J冲击载荷下，磨损侧面出现大量位错运动形成的具有一定深度与长度的滑移线，在晶界处滑移线方向发生变化，这与Mn13Mo钢的规律一致。但从图12（b）可以看出，其局部区域滑移线呈一定角度弯曲，分析应为扭折带［16］。这与时效处理后大量析出的纳米级κ-碳化物钉扎于晶内与晶界，对位错的滑移运动起阻碍作用有关。扭折带的产生说明材料内部局部晶格发生了旋转，进而导致该区域晶内滑移系开动。由于扭折带中存在大量不均匀堆积的位错滑移线，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢表现出平面滑移特征。Abbasi等［19］研究了Al 的添加对高锰钢塑性变形的影响，发现Al的添加增加了层错能，层错能增加使孪生变形所需的应力增加，故而Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢在冲击应力作用下很难产生机械孪晶，其加工硬化机制主要为高密度的滑移线，这与Peng等［20］研究的Fe-25.1Mn-6.6Al-1.3C钢在时效态下的结果一致。

图12 Q2 ＋A3时效处理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在4 J冲击载荷下磨损后的侧面SEM图像Fig.12 SEM images of worn side of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steel after Q2 ＋A3 aging treatment under impact load of 4 J

4 结论

（1）Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 和Mn13Mo 钢热处理后的组织均为单相奥氏体。经过500 ℃保温5 h时效后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢中析出了大量纳米级的κ-碳化物，导致其强度与硬度提高。经过500℃保温2 h时效处理后，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的力学性能最优，屈服强度较Mn13Mo 钢提高了75%，抗拉强度提高了34%，断后伸长率提高了29%，硬度提高了15%。

（2）时效处理后Mn13Mo 钢在2 J冲击载荷下磨损后表面充分硬化，耐磨性达到了最高，为9.25 g－1，但在高冲击载荷下材料脆性增加，耐磨性下降。经过1 100 ℃保温2 h固溶处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在1 J 冲击载荷下具有最高的耐磨性，为8.02 g－1，较时效处理的Mn13Mo 钢提高了11%；经过500 ℃保温5 h时效处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢在4 J冲击载荷下耐磨性最高，为10.12 g－1，较时效处理的Mn13Mo钢提高了30.2%。

（3）时效处理的Mn13Mo 钢的磨损机制主要为犁沟、剥落坑和微裂纹。固溶处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的磨损机制主要为犁沟和剥落坑；时效处理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 钢的磨损机制以切削犁沟、分层坑和剥落坑为主。

（4）Mn13Mo 钢在冲击磨粒磨损条件下的硬化机制主要为滑移带与细晶强化，而Fe-26Mn-7.5Al-1.0C钢的硬化机制主要为纳米级的κ-碳化物对位错运动的阻碍作用而产生的高密度滑移线。