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摘要：研究了高硅贝氏体铸钢变质前后的高应力冲击磨损性能和失效机制。试验结果表明，变质处理后贝氏体铸钢的磨损性能明显提高，其磨损量约是变质前的1／2。这是因为稀土／钛变质剂能有效地改善铸钢的晶粒和组织粗大、成分偏析造成的组织不均匀等问题，使铸钢具有优良的耐磨性能。
关键词：贝氏体；铸钢；变质；冲击磨损
1前言
随着采矿、电力及其它工业的发展，对耐磨材料要求具有更好的强韧性配合。目前，贝氏体钢已在许多方面得到成功应用，如耐磨钢球、耐磨铸钢、汽车连杆、道岔、弹簧等1～3。但是，对于在高冲击工况下使用的大型贝氏体耐磨铸件，其效果不很理想，主要原因是铸态晶粒的粗大和成份偏析影响了贝氏体铸钢的强韧性。因此，在保证高硬度的前提下，有必要提高贝氏体铸钢的韧性。
作者在以前的研究表明：在贝氏体铸钢中加入稀土／钛复合变质剂，能有效地细化晶粒、减少成分偏析和提高铸钢的强韧性4。本文将研究稀土／钛复合变质贝氏体铸钢的高应力冲击磨损下的性能。同时用光学金相、扫描电镜和透射电镜对材料表面、亚表面和基体的裂纹形成及扩展进行了系统研究，并对变质前后贝氏体铸钢在高应力冲击磨损下的磨损机制进行讨论。
2试验材料及方法
试验用贝氏体铸钢在250kg中频感应炉中熔炼，其基本成分质量分数w(%)为：0.32C，Mn适量，1.6Si，0．4～1．0Cr，B微量，S＜0．03，P＜0．03。钢液用铝脱氧在1600～1620℃浇铸，用含稀土／钛的复合变质剂作变质处理并浇铸基尔试样。所有的试样均用线切割从基尔试样上取样，以排除尺寸和冷却因素对铸态组织及性能的影响。
采用的冲击磨损试验机的落球高度为3.5mm，冲击能量约48J。用高硬度磨球(φ70mm，57HRC)顺管道自由落下，循环冲击固定在夹具中的试样(试验前用400号和600号砂纸磨光试样表面，冲击试样尺寸45mm×45mm×8mm)，冲击方向与试样夹角为70°。材料的耐磨性能以磨损后的累积失重△W表示。每冲击30次后，试样经酒精清洗后称量一次。
试样的热处理工艺为920℃奥氏体化，320℃盐浴等温25min，然后空冷到室温，最后经270℃回火，尽可能减小残余应力。组织为贝氏体加马氏体，硬度47HRC。
磨损试验后，用线切割方式从垂直于试样表面取样，用扫描电镜(SEM)观察磨损表面，此外，将试样截面磨光和抛光，用4%的硝酸酒精腐蚀，分析磨损后表层、变形层及基体的形貌、裂纹形成和扩展情况。
3变质与冲击磨损性能
变质前后贝氏体铸钢的累积冲击磨损失重与冲击次数的关系见图1。每个成分有两个试样，两试样的试验数据相差在15%以内，图中每条曲线表征试验数据的平均值。 （图片）
图1稀土／钛复合变质对贝氏体铸钢高应力冲击磨损性能的影响 从图1中可见：
(1)两种贝氏体铸钢的磨损失重都随冲击次数的增加而增加，且冲击次数与磨损失重之间基本上成线性关系。
(2)变质贝氏体铸钢的磨损失重显著低于未变质的，磨损失重仅为变质前的1／2～1／3，且随冲击次数的增加而线性增大。经150次冲击磨损后，两者的失重相差近一倍(变质前后贝氏体铸钢SZ2和BZ4的磨损失重分别为199.9mg和127.4mg)。
4变质前后贝氏体铸钢磨损表面形貌观察（图片）
图2未变质高硅贝氏体铸钢冲击磨损的SEM形貌特征
(a)切削特征(b)剥落特征 （图片）
图3变质高硅贝氏体铸钢冲击磨损的SEM形貌特征
(a)切削特征(b)剥落特征 变质前后贝氏体铸钢高应力冲击磨损表面的SEM形貌分别见图2和图3所示：
(1)变质后在塑性变形区形成的剥落尺寸较变质前明显减小，从2～10μm(图2)下降为0.5～5μm(图3)。而且，在变质后的剥落块上还能观察到许多尺寸更小的剥落块。
(2)未变质的高硅贝氏体铸钢冲击磨损时试样表面仍有局部区域在未经大量塑性变形就形成了表面裂纹，这表明韧性在这些部位仍很低。而变质后的贝氏体铸钢冲击磨损时试样磨面上都形成了明显的塑性变形区。在一些严重塑变区(白层)上形成了大量的由于切削作用而形成的切屑和由于反复犁沟变形疲劳剥落形成薄片犁屑、凿坑等，见图3。
(3)与未变质贝氏体铸钢表面裂纹比较，变质后贝氏体铸钢表面裂纹的数量减少，且裂纹长度宽度变得更加细小，扩展路径曲折而短。由于以上变化，宏观表现为高应力下的磨损失重显著降低。
5变质前后贝氏体铸钢磨损截面形貌观察
白层，作为强烈的变形层，常可以在高应力拉伸及压缩情况下观察到，特别在高应力冲击磨损过程中。同时发现，白层及变形层与材料磨损失重甚至断裂有很大关系。因此，研究白层、变形层对耐磨材料非常重要。（图片）
图4未变质高硅贝氏体铸钢白层及变形层内的SEM观察
(a)垂直和水平裂纹(b)白层剥落块 （图片）
图5变质高硅贝氏体铸钢白层及变形层内的SEM观察
(a)白层内的多层次裂纹(b)小块白层剥落 6高应力下高硅贝氏体铸钢的冲击磨损机制
Suh5的位错理论认为：磨损表面会形成塑性变形层，在表面的一定深度会产生大量的位错塞积，结果在材料中的夹杂等缺陷处形成空洞。在继续变形过程中，这些空洞的连接与扩展引起表面层的剥落。在高应力冲击磨损作用下，试样表面形成同时具有高硬度和脆性的白层，白层内会产生微裂纹以及发生断裂。许多研究也表明6～12，锻钢在高应力下的失效方式是白层的剥落机制。
由于高硅贝氏体钢中脆性的渗碳体相被韧性的薄膜状残留奥氏体所替代，故钢的冲击韧度提高。文献12～13对高硅锻钢高应力冲击磨损实验研究表明，高硅锻钢中的贝氏体组织具有高的抗冲击磨损性能，并且降低白层的脆性。由于高硅锻钢的组织中无碳化物，因此消除了碳化物作为裂纹形核质点的可能性，使空洞的形核率降低。同时，基体的高韧性使裂纹扩展阻力增加，减少了断裂失效的几率。此外，表层内的残留奥氏体发生的应变诱发马氏体相变能吸收裂纹扩展能量，或者未转变的残留奥氏体使裂纹尖端的应力松弛，可以认为高硅锻钢白层中的裂纹一旦形成，也不会沿白层迅速扩展而造成白层的大块剥落。因此，对高硅贝氏体锻钢来讲，其失效方式为白层疲劳剥落机制。然而，铸钢中存在着大量的铸造缺陷，如气孔、夹渣、疏松等。这些缺陷，如夹渣，在钢中起着低硅铸钢中碳化物的作用，促进裂纹形成，并且将发生缺陷的连接和裂纹的扩展使白层发生大块剥落，所以，高硅贝氏体铸钢高应力下的失效方式表现为白层剥落机制。
从文献4知，钢中加入稀土／钛复合变质剂，形成了稀土／钛的高熔点化合物，呈细小和弥散分布的第二相颗粒，同时，还使铸钢的碳和合金元素的成分偏析减少。这些变化可明显提高贝氏体铸钢的韧性，由变质前的20J／cm2提高到60J／cm2以上。此外，还使铸钢的耐磨性能提高，材料白层的剥落机制也较变质前不同。现分析如下：
(1)变质剂中的稀土元素除了能有效细化晶粒外，还使铸钢的铸造缺陷减少，如气孔、夹渣等。尺寸较大的夹杂物上浮，同时还使夹杂物改性，如硫化锰夹杂变成稀土硫化锰夹杂，使原硫化锰的外层为稀土氧化物，且呈球形，数量较少。这样一方面使铸钢中夹杂物的数量减少，另一方面又使夹杂物周围应力集中的程度下降，从而作为裂纹形核质点的可能性降低。
(2)由于温度下降而从铸钢中析出的大量细小、弥散的第二相颗粒分布均匀，且尺寸很小(50～100nm)均匀分布在铸钢中，不像渗碳体那样分布在贝氏体铁素体板条之间或以一定角度分布在铁素体板条内部。故不易作为裂纹形核质点。
(3)变质后贝氏体铸钢的成分偏析较变质前显著降低。例如，Mn、Si、Cr元素的偏析比SR分别从变质前的1. 5911、1.4195、1.5133分别降低到1.2772、1.1005和1.1472。而且，枝晶偏析区的部分也大为减少，因此在一定的工艺下，未转变的块状残留奥氏体量明显减少，试样基本都转变为贝氏体和马氏体复相结构，这样贝氏体铸钢与贝氏体锻钢在组织上的差异明显减小。
综合上述试验结果和分析，我们认为：高硅贝氏体铸钢经稀土／钛复合变质后，基本消除了各种铸造缺陷作为形核质点的可能性；同时，成分偏析的降低和晶粒的细化使钢在转变时组织比较均匀，所以SEM观察时发现白层中的多层次裂纹，故此我们认为高硅变质铸钢在高应力下的材料磨损机制与锻钢的比较接近，主要表现为局部的白层疲劳剥落机制。
所以，高硅贝氏体铸钢变质前后在高应力下的剥落机制分别主要表现为白层剥落机制和白层疲劳剥落机制。
7结论
(1)变质使贝氏体铸钢在高应力下的冲击磨损性能显著提高，其磨损失重约为变质前的1／2。这是由于变质后钢的强韧性提高和成分偏析显著降低，从而使其具有和未变质铸钢不同的磨损机制。
(2)高硅贝氏体铸钢经稀土／钛复合变质处理后，能基本消除铸造缺陷作为形核质点的可能性；成分偏析的降低和晶粒的细化使钢在转变时组织比较均匀，表现为白层中多层次裂纹，贝氏体组织中大量的薄膜状残留奥氏体对裂纹扩展有明显的阻碍作用，同时，由于白层中薄膜状残留奥氏体在高应力下的相变诱发塑性，使白层具有一定的塑韧性。故材料的失效方式主要表现为小块白层的疲劳剥落机制，从而表现为磨损失重的大幅度降低。
(3)贝氏体铸钢在高应力冲击磨损下的耐磨性能和耐磨机制不是恒定的，而是与铸钢的硬度、韧性以及晶粒、组织的细化和成分偏析等相关。高硅贝氏体铸钢尽管消除了贝氏体组织中脆性的渗碳体使钢的韧性显著提高，但由于大量的铸造缺陷和成分偏析、组织粗大等问题使高硅贝氏体组织的优点不能充分显示出来，材料的剥落以白层剥落机制为主。变质的高硅贝氏体铸钢能很好地改善铸钢的晶粒和粗大组织、成份偏析造成的组织不均匀等问题，使铸钢的强韧性进一步提高，同时使贝氏体组织中残留奥氏体的优越性充分显示出来，故材料的耐磨机制表现为白层的疲劳剥落机制，其耐磨性优良。
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4/1/2005
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