0 引言高铬系耐磨铸造合金一般都以马氏体 (或贝氏体 )为基体 ,而尽量减少奥氏体含量 ,这是因为传统的观点认为奥氏体对耐磨性不利 .日本学者麻生节夫等<1> 研究发现 ,在磨料为石英砂的情况下 ,以奥氏体为基体 ,并有较多共晶碳化物 (Ｍ7Ｃ3 )的高铬铸造合金 ,其相对耐磨性高于同类成分的马氏体 (或贝氏体 )为基的材料 .但他没有研究奥氏体组织在磨损过程中的变化 .马永庆等<2 > 研究发现 ,Ｃｒ Ｎｉ系奥氏体基耐磨合金中奥氏体对耐磨性有利 ,主要表现在该奥氏体处于亚稳状态 ,它在磨损过程中能诱发大量位错、层错和马氏体相变 ,从而提高材料耐磨性 .笔者利用合金结构设计理论 ,研制了几组Ｆｅ Ｃ Ｃｒ Ｍｎ系铸造合金<3 > ,它们组织均为亚稳奥氏体基 +不同数量的Ｍ7Ｃ3 型碳化物 .本文选取其中一组 ,进行耐磨性试验研究 .1 试验方法与结果1 .1 磨损试验试验材料 (简称合金Ａ)成分为 1 2 .99%Ｃｒ,3.5 4%Ｍｎ ,1 .1 2 %Ｓｉ,0 .86 %Ｍｏ ,2 .6 4 %Ｃ ,余量为Ｆｅ.试样采用ＷＳ 2 0 0非自耗真空电弧炉熔炼 ,并在铸态下直接使用 .其铸态组织为奥氏体基 + 2 5 %的Ｍ7Ｃ3 型碳化物 ,利用电子探针背散射电子像观察其组织形貌如图 1 ,硬度为ＨＲＣ 47.2 .磨损试验在ＭＭ2 0 0磨损试验机上进行 .试块尺寸为 1 0ｍｍ× 1 0ｍｍ× 1 1ｍｍ ,对磨材料为 7Ｃｒ2ＷＭｏＶＳｉ (ＨＲＣ5 8) .试验施加压力 5ｋｇ ,转速 2 0 0ｒ/ｍｉｎ ,无润滑连续干磨 5ｈ .为了对比 ,在相同条件下对耐磨性能颇佳的 2 5Ｃｒ定向凝固材料(ＨＲＣ 6 4 .4)进行同等试验 ,其组织为马氏体基 +4 0 %的Ｍ7Ｃ3 型碳化物 .同等条件磨损试验重复进行了 3次 ,采用ＤＦ 1 0 0型光电天平称重测量磨损失重 ,然后求出失重平均值为 :合金Ａ失重 1 2 .1 3ｍｇ ,2 5Ｃｒ材料失重 6 3.6 7ｍｇ ,可见合金Ａ的耐磨性远远优越于 2 5Ｃｒ马氏体基白口铸铁 .通过扫描电镜观察两种材料的磨损表面形貌 ,如图 2所示 .图 2 试验合金磨损表面形貌 (× 2 0 0 0 )可见合金Ａ磨损表面划痕细小 ,有明显的光亮硬化区 (图 2→所示 ) ,表面磨损量小 ;而 2 5Ｃｒ材料磨损表面粗糙 ,磨痕大部分是均匀的犁沟 ,旁边伴有粘着与剥落 ,磨损情况比图 3 合金Ａ亚表层组织磨损后形貌 (× 2 0 0 0 )合金Ａ更为严重 .垂直磨损表面剖切试样Ａ ,用扫描电镜观察其表层及亚表层组织形貌的变化 ,结果如图 3所示 .可以看到合金Ａ表层组织沿摩擦方向发生塑性变形 ,奥氏体组织有明显流变 (图 3→所示 ) ,并有部分奥氏体在流变后尚未脱落 ,说明碳化物随着流变支持了奥氏体 ;而流变的奥氏体组织也保护了移动的碳化物相 ,使之不脱落 .这样就使合金Ａ在磨损过程中避免了剧烈的粘着与剥落 .1 .2 磨损试样表层显微硬度分布对垂直磨损表面剖切的试样Ａ ,又在ＭＨ 6型显微硬度计上测试显微硬度在表层奥氏体基体上的分布情况 ,测试结果见表 1 .图 1 合金Ａ的组织形貌 (× 2 0 0 0 )表 1 合金Ａ磨损表层奥氏体基体显微硬度分布 (50ｋｇ)合 金 Ａ奥氏体基体显微硬度分布梯度距磨损表面距离 / μ 10 2 0 4 0 6 0 80 10 0 12 0 140 16 0显微硬度值 / (ＨＶ50ｋｇ) 833817 5785 4 713 4 6 78 36 2 1 4 585 3518 84 85 6可见 ,从表面向心部硬度逐渐下降 ,有一个负的硬度梯度 ,从而形成外硬内柔的抗冲击磨损能力 ,表面显微硬度高达ＨＶ833,远远超过了普通奥氏体的硬度 ,意味着表层奥氏体基体组织在磨损过程中产生了强烈的加工硬化现象 .1 .3 磨损表层的组织变化为了观察合金Ａ在磨损过程中磨损表层的组织变化 ,用 80 0 #砂纸进行平面磨损 .磨损面为 1 0ｍｍ× 1 1ｍｍ ,施加力 3ｋｇ ,移动位移 2 5 0ｍｍ ,往复 1 0 0次 .对磨损前后表面用Ｘ射线衍射仪进行组织分析 ,结果如图 4.图 4 合金Ａ磨损前后表面组织的Ｘ射线谱从图 4可见 ,磨损后 ,在合金Ａ表面奥氏体基体组织的 ( 1 1 1 )衍射峰上分离出了马氏体组织 ( 1 1 0 )衍射峰 ,并且还产生了马氏体其它晶面衍射峰 .通过计算马氏体Ｍ ( 1 1 0 ) /奥氏体Ａ ( 1 1 1 )衍射峰的峰强比 ( 2 0 8/ 2 79=0 75 )可见 ,合金Ａ表面奥氏体基体在磨损过程中诱发了大量的α马氏体 .再将磨损面用线切割取下 ,制成透射电镜试样 ,用Ｈ 80 0透射电镜观察 ,结果如图 5中 (Ｂ)与 (Ｃ) .图 5 合金Ａ磨损表面透射电镜形貌图 5中 (Ａ)是合金Ａ磨损前表面透射电镜形貌 ,其中奥氏体基体经过观察没有发现应力诱发的位错或层错 .而从图 5中 (Ｂ)与 (Ｃ)可见 ,磨损后表面奥氏体基体在摩擦应力作用下 ,产生大量位错和层错 ,并且在位错丛聚区和层错区的基础上诱发了马氏体相变 .2 结果分析合金Ａ是Ｆｅ Ｃ Ｃｒ Ｍｎ系新型奥氏体基耐磨材料 ,其组织是奥氏体基 +适量的碳化物双相结构 .在磨损过程中 ,一方面共晶碳化物象抗磨骨架支持保护了奥氏体 ;另一方面奥氏体由于良好的塑性 ,易于流变 ,也保护了脆性的共晶碳化物相 ,使之不易断裂剥落 .同时 ,韧性奥氏体存在 ,其本身就有抑制裂纹扩展的作用 ,如果磨损面形成了显微裂纹 ,当它们向表层下方扩展 ,遇到塑性的奥氏体时就会钝化 ,从而抑制其发展 .而更为重要的是由于合金Ａ中的奥氏体组织处于亚稳状态<4> ,在摩擦磨损过程中 ,表层奥氏体基体产生大量位错和层错 .不同滑移系中的位错相互交截 ,缠结 ,妨碍彼此运动 ,从而形成位错丛聚 ,构成亚晶界位错墙 .而位错丛聚区及层错区也正是α马氏体的形核地 .这样在摩擦应力作用下 ,表层亚稳奥氏体在磨损过程中诱发马氏体相变 ,使表面硬度得以大幅度升高 ,远远大于普通奥氏体加工硬化所达到的硬度 .并且形成一个从表层向心部的负的硬度梯度 ,增强了合金的抗冲击磨损能力 .而且由于整个合金中的奥氏体组织处于亚稳状态 ,这样当表面诱发相变马氏体硬化层磨掉之后 ,下面的奥氏体在摩擦应力作用下继续诱发相变马氏体产生 .从能量角度来看 ,表层亚稳奥氏体在磨损过程中诱发马体相变 ,这必然要吸收或消耗部分能量 .这样一来 ,要造成磨损破裂的畸变能中有一部分消耗于这种组织转变 ,从而使材料的磨损减少 ,即材料耐磨性提高 .另外 ,这种铸造合金奥氏体基体的亚稳状态 ,与碳钢的残余奥氏体不同 ,它要具有一定的相对稳定性 ,而在摩擦磨损时表层又易于形变诱发马氏体相变 .这种形变诱发马氏体相变的能力 ,也就是这种奥氏体基体的亚稳性 .3 结论1 )Ｆｅ Ｃ Ｃｒ Ｍｎ系亚稳奥氏体基铸造合金在磨损过程中 ,表层亚稳奥氏体基在摩擦应力作用下诱发大量位错、层错 ,并产生α马氏体相变 .2 )由于奥氏体的亚稳性 ,使Ｆｅ Ｃ Ｃｒ Ｍｎ系亚稳奥氏体基铸造合金的耐磨能力提高 .3)合金Ａ的耐磨性远优越于传统耐磨材料 2 5Ｃｒ马氏体基白口铸铁 ,这对开发免除费时耗能的热处理工艺的新型奥氏体基耐磨材料有探索意义Fe-C-Cr-Mn系亚稳奥氏体基铸造合金的耐磨性研究@戴乐阳$集美大学轮机系!福建厦门361021
@马永庆$大连海事大学金属材料工艺研究所!辽宁大连116026
@尹自斌$集美大学轮机系!福建厦门361021亚稳奥氏体;;
马氏体相变;;耐磨性采用MM2 0 0磨损试验机、X射线衍射仪、扫描电镜、透射电子显微镜等研究了Fe C Cr Mn系亚稳奥氏体基铸造合金的耐磨性 .结果表明 :在摩擦磨损过程中 ,表层亚稳奥氏体应力诱发大量的位错、层错和α马氏体相变 ,并且它们与奥氏体组织有很好的强韧性匹配 .从亚表层到磨损表面方向的硬度逐渐增加 ,具有梯度分布特征 ,使材料耐磨性大大提高 ,优越于2 5Cr马氏体基白口铸铁 .<1>麻生节夫 ,田上道弘 ,后藤亚治 .Fe Cr C B系合金铸造材ツ机械的性质
.日本金属学会志 ,1992 ,56 (6 ) :70 7 714.
<2 >马永庆 ,许晓磊 ,于志伟 ,等 .Fe C Cr Mi亚稳奥氏体基合金摩擦磨损表层特性 .机械工程材料 ,1997,2 1(6 ) :4 4 4 6 .
<3>戴乐阳 ,马永庆 .Fe C Cr Mn系耐磨合金的结构设计 .大连海事大学学报 ,1999,2 5(2 ) :87 91.
<4 >戴乐阳 .Fe C Cr Mn系耐磨合金的结构设计及性能 .大连 :大连海事大学船机修造工艺及金属材料工艺所 ,1999.交通部“通达”计划资助项目!(9517),从而抑制其发展 .而更为重要的是由于合金Ａ中的奥氏体组织处于亚稳状态<4> ,在摩擦磨损过程中 ,表层奥氏体基体产生大量位错和层错 .不同滑移系中的位错相互交截 ,缠结 ,妨碍彼此运动 ,从而形成位错丛聚 ,构成亚晶界位错墙 .而位错丛聚区及层错区也正是α马氏体的形核地 .这样在摩擦应力作用下 ,表层亚稳奥氏体在磨损过程中诱发马氏体相变 ,使表面硬度得以大幅度升高 ,远远大于普通奥氏体加工硬化所达到的硬度 .并且形成一个从表层向心部的负的硬度梯度 ,增强了合金的抗冲击磨损能力 .而且由于整个合金中的奥氏体组织处于亚稳状态 ,这样当表面诱发