正火預處理對高速犁用28MnB5鋼組織及力學性能的影響

黃 豪，倪豪豪，鞠玉琳，袁志鐘，郭 順，常亞南，汪東發

(1. 江蘇大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮江 212013；2. 鄭州市龍豐農業機械裝備制造有限公司，河南 鄭州 450000)

農業是國民經濟的基礎，農業機械化對促進國民經濟的全面、健康及可持續發展具有重要的戰略意義。隨著農業機械化進程的不斷加快，以高速犁為代表的農機裝備正朝向高效率和高壽命方向發展。目前，國內外農機領域一般將作業速度能夠達到10 km/h以上的犁稱為高速犁[1-3]。然而，隨著高速犁的作業速度逐漸加快，犁體運行時所受到的來自土壤、砂石及根塊的沖擊和摩擦也隨之增大，這將進一步提高對高速犁體材料的強度及韌性要求[4-5]。

在國產高速犁行業發展初期，65Mn鋼憑借其較高的淬硬性在犁體制造領域被廣泛應用。為了充分利用65Mn鋼的高淬硬性特性，生產企業通常對其采用淬火-低溫回火工藝來獲得具備片狀馬氏體+殘留奧氏體組織的入土部件。由于高C含量的片狀馬氏體組織硬度較高而韌性較低，極易導致65Mn鋼入土部件在作業速度逐漸加快的服役環境中發生斷裂[6]。此外，65Mn鋼在實際熱處理過程中，如果冷軋退火、淬火和淬火保護氣氛等工藝參數設置不合理，易產生脫碳而使工件在淬火過程中發生畸變，嚴重影響高速犁的犁體曲面參數，導致其在作業過程中的阻力增大[7]。綜上所述，研究和開發具備高強韌性的新型高速犁體用材料已經成為高速犁領域的重要研究方向。在此背景下，國內先進高速犁制造企業開始選用28MnB5鋼制備高速犁入土部件。與傳統65Mn鋼相比，微量B元素的添加顯著提升了28MnB5鋼的淬透性[8-9]。同時，相對較低的碳含量可確保28MnB5鋼淬火后獲得韌性較好的板條馬氏體。值得注意的是，在企業實際生產過程中，28MnB5鋼經傳統淬火-回火(Q-T)工藝處理后，其組織由原始熱軋板材中的珠光體和鐵素體轉變為回火板條馬氏體和極少量的殘留奧氏體，但仍存在板條馬氏體尺寸粗大且分布不均勻的問題，無法充分發揮出28MnB5鋼所具備的高強度和高韌性潛力。因此，本文以28MnB5鋼作為研究對象，通過在淬火-回火工藝前增加正火熱處理工藝(即正火-淬火-回火(N-Q-T)工藝)，弱化熱軋板材中存在的帶狀組織并細化晶粒，獲得強度和韌性均優于Q-T態的N-Q-T態28MnB5鋼。在此基礎上，本文通過對N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼進行顯微組織觀察和力學性能測試，從細晶強化角度對N-Q-T態28MnB5鋼強度和韌性提高的原因進行了深入分析，闡明了28MnB5鋼經正火-淬火-回火工藝處理后的微觀組織與強韌性之間的內在關聯機制，有助于新型農業機械材料的開發及熱處理工藝改進。

1 試驗材料及方法

試驗材料取自28MnB5鋼熱軋板材(供貨態，12 mm厚)和實際生產的高速犁入土部件(Q-T態)，采用電感耦合等離子光譜發生儀(ICP)測得其化學成分如表1所示。在熱軋板材上線切割出尺寸為φ7 mm×70 mm的圓棒試樣，用Gleeble-3500熱模擬試驗機測得28MnB5鋼的奧氏體轉變開始溫度(Ac1)、奧氏體化轉變終了溫度(Ac3)、馬氏體轉變開始溫度(Ms)和馬氏體轉變終了溫度(Mf)分別為712、830、383和279 ℃(如圖1所示)。熱軋板材試樣和高速犁入土部件的熱處理工藝參數如表2所示。

在Instron-8801萬能試驗機上，采用標距為25 mm，截面為2 mm×5 mm的板狀拉伸試樣沿軋制方向以1 mm/min 的拉伸速率進行單軸拉伸試驗，并用標距為

表1 28MnB5鋼的化學成分(質量分數，%)

圖1 28MnB5鋼的線膨脹曲線Fig.1 Linear dilatometric curves of the 28MnB5 steel

表2 28MnB5鋼熱處理工藝參數

25 mm的引伸計精確測量應變。在室溫條件下，采用NI300型沖擊試驗機對尺寸為55 mm×10 mm×10 mm的標準夏比V型缺口試樣進行沖擊試驗。硬度試驗在FR-3E數顯洛氏硬度計上進行，加載載荷為1470 N；保壓時間10 s，每個試樣測試5次取平均值。使用4%硝酸酒精溶液對試樣進行腐蝕，并使用Leica光學顯微鏡(OM)和FEI NovaNano450掃描電鏡(SEM)對試樣進行顯微組織表征，最后采用ImageJ軟件統計原奧氏體晶粒平均尺寸和板條馬氏體平均寬度。將腐蝕后的金相試樣重新拋光后去除腐蝕層，在SmartlabXRD儀上利用Co靶測定試樣的相組成。N-Q-T 態28MnB5鋼經機械研磨和拋光后，使用配比為高氯酸∶酒精=1∶9 (體積比)的電解拋光液在室溫下進行電解拋光，并在配備有Oxford-EBSD成像系統的Gemini SEM 300型場發射掃描電鏡上進行馬氏體取向成像分析，掃描步長為0.06 μm。

2 試驗結果及分析

2.1 顯微組織對比分析

為了明確正火工藝對28MnB5鋼顯微組織的影響，對熱軋態28MnB5鋼采用了正火處理，并與供貨態28MnB5鋼熱軋板材進行顯微組織對比，其結果如圖2所示。從圖2(a)可以看出，28MnB5鋼熱軋板材沿軋制方向產生了較為明顯的非均勻二次帶狀組織，該組織由先共析鐵素體帶(白色)和珠光體帶(黑色)相互堆疊而成。與熱軋組織相比，28MnB5鋼經正火處理后的帶狀組織明顯弱化(見圖2(b))，且先共析鐵素體和珠光體組織更加細小均勻。這主要歸因于正火處理有利于鋼中的合金元素充分固溶到晶粒內部，有效地緩解了成分偏析。同時，由于正火處理的冷卻速度較快，晶粒無法長大，因此獲得了尺寸較小的晶粒[10]。

圖2 28MnB5鋼熱軋板材(a)和正火處理后(b)的OM圖Fig.2 OM images of the hot rolled(a) and normalized(b) 28MnB5 steel

圖3為N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼的原奧氏體晶粒OM圖像及板條馬氏體的SEM圖像。從圖3(a, b)可以看出，N-Q-T態28MnB5鋼的原奧氏體晶粒粗大，且存在晶粒尺寸不均勻的情況(混晶現象)。但與Q-T態相比，N-Q-T態28MnB5鋼的原奧氏體晶粒明顯細小均勻。經統計，N-Q-T態28MnB5鋼的晶粒尺寸范圍為0～20 μm，平均晶粒尺寸為7.0 μm，Q-T態28MnB5鋼的晶粒尺寸范圍為5～30 μm，平均晶粒尺寸為9.0 μm。

圖3 28MnB5鋼的原奧氏體晶粒(a,b)及馬氏體板條組織(c,d)Fig.3 Morphologies of prior austenite(a,b) and lath martensite(c,d) in the 28MnB5 steel (a,c) N-Q-T; (b,d) Q-T

劉宗昌[11]對影響奧氏體晶粒長大因素的研究結果表明，奧氏體晶粒細化主要與第二相析出物阻礙其晶界遷移有關：

(1)

式中：P為第二相顆粒對單位面積晶界的阻力；f為顆粒的體積分數；r為顆粒的半徑；γ為界面能。

通過在28MnB5鋼的淬火-回火工藝前加入正火預處理工藝，有利于細化晶粒并提高鋼中C、Cr和Mn等元素的均勻性，使28MnB5鋼在后續淬火過程中產生更多尺寸細小且分布均勻的碳化物，即與Q-T態相比，N-Q-T態28MnB5鋼具有更大的γ值和f值及更小的r值[12]。由式(1)可知，與Q-T態相比，N-Q-T態28MnB5鋼在奧氏體化加熱和保溫過程中所受的晶界遷移阻力更大，更有利于獲得細小的奧氏體晶粒。

由圖3(c,d)可以看出，N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼的組織均為板條馬氏體，其中Q-T態28MnB5鋼中的板條馬氏體粗大，且其長軸方向趨于一致(見圖3(d))。與Q-T態不同，N-Q-T態28MnB5鋼中的馬氏體板條短小且塊區明顯，同時分布也更加均勻。經統計，N-Q-T態28MnB5鋼的馬氏體板條平均寬度約為0.9 μm，低于Q-T態(1.5 μm)，這主要歸因于原奧氏體晶粒尺寸的減小導致單位體積內馬氏體的形核點數量增加，減弱了馬氏體相變的“遲滯”現象，從而提高了板條馬氏體的形核率[13]。

圖4為N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼的XRD圖譜，可以看出，N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼的(110)α、(200)α和(211)α峰值均較為明顯。同時，由于N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼中殘留奧氏體含量極低且常規XRD測試儀器分辨率有限，因此在兩者的XRD圖譜中并沒有觀察到殘留奧氏體的衍射峰，這表明28MnB5鋼具有優良的淬透性。而從N-Q-T態28MnB5鋼的EBSD表征結果(見圖5)可觀察到板條馬氏體(紅色)間仍伴有微量殘留奧氏體(黃色)組織，并且該類型殘留奧氏體一般呈薄膜狀沿板條馬氏體晶界(黑線)分布，這主要歸因于板條間奧氏體中的C原子富集及馬氏體協作變形增強了奧氏體的化學穩定性和力學穩定性[14]。

由圖4中28MnB5鋼各衍射峰半高寬(FWHM)測試結果可以看出，N-Q-T態28MnB5鋼各衍射峰的半高寬均大于Q-T態。Holzwarth等[15]研究表明，晶粒尺寸與衍射峰半高寬之間遵循Scherrer關系：

(2)

式中：βL為衍射峰半高寬；λ為入射波波長；L為平均晶粒尺寸；θ為Bragg衍射角；k通常取0.9[16]。由此可見，基于N-Q-T態28MnB5鋼各衍射峰具有更大的半高寬，表明其平均晶粒尺相對Q-T態的更細小，這與其微觀組織(見圖3)表征結果一致，進一步說明正火-淬火-回火工藝有利于細化28MnB5鋼的板條馬氏體組織。

圖4 28MnB5鋼的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the 28MnB5 steel

圖5 N-Q-T態28MnB5鋼中殘留奧氏體分布的EBSD表征Fig.5 EBSD analysis of retained austenite distribution in the N-Q-T 28MnB5 steel

2.2 板條馬氏體取向差對比分析

圖6為N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼的板條馬氏體取向差統計分布圖，可以看出，N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼中的板條馬氏體間大角度晶界(>45°)的取向差均主要分布在58.5°～59.5°之間，其中N-Q-T態中的大角度晶界占比(34.9%)顯著高于Q-T態(25.1%)，表明正火-淬火-回火工藝有利于提高28MnB5鋼中的大角度晶界含量。圖7為N-Q-T態28MnB5鋼的BC圖(Band contrast map)，其中由白線標記的取向差為1.5°～2.5°的晶界零散分布于馬氏體板條內部，這是在馬氏體形成時與基體協作變形的結果[16]，而由黃線標記的取向差為58.5°～59.5°的晶界連續分布于板條馬氏體塊之間。研究表明[17-18]，通過提高板條馬氏體之間的大角度晶界占比，有助于阻止解理裂紋的擴展，從而提高材料的韌性。

圖6 28MnB5鋼的板條馬氏體取向差統計分布Fig.6 Misorientation statistical distribution of lath martensite in the 28MnB5 steel

圖7 N-Q-T態28MnB5鋼的BC圖(a)小角度晶界，1.5°～2.5°；(b)大角度晶界，58.5°～59.5°Fig.7 Band contrast maps of the N-Q-T 28MnB5 steel (a) low angle grain boundary, 1.5°-2.5°； (b) large angle grain boundary, 58.5°-59.5°

2.3 力學性能對比分析

圖8和表3為N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼的應力-應變曲線和力學性能參數。可以看出，N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼在拉伸過程中均表現出連續屈服特征，其中N-Q-T態的屈服強度可達1408 MPa，抗拉強度約為1691 MPa，顯著高于Q-T態28MnB5鋼(屈服強度和抗拉強度分別為1270 MPa和1592 MPa)。由Hall-Petch關系定性分析可知，細化晶粒可顯著提高鋼材的強度，其主要是通過減小晶粒尺寸來提高單位體積內的晶界面積，導致位錯運動受到強烈阻礙，從而實現強度的提高。根據Hall-Petch公式，細晶強化對屈服強度的貢獻σG具體可表示為[19]：

(3)

式中：kG為比例系數，取9.33 MPa·mm-1/2[19]；d為原奧氏體平均晶粒尺寸，根據圖3(a)為7.0 μm。由式(3)計算可得，細晶強化對N-Q-T態28MnB5鋼屈服強度的貢獻約為112 MPa。

圖8 28MnB5鋼的應力-應變曲線Fig.8 Stress-strain curves of the 28MnB5 steel

表3 28MnB5鋼的力學性能

由表3可以看出，N-Q-T態28MnB5鋼的斷后伸長率(5.7%)高于Q-T態(4.3%)，說明經正火-淬火-回火工藝處理后的28MnB5鋼具有更高的拉伸塑性。在N-Q-T態和Q-T態28MnB5鋼的單軸拉伸過程中，尺寸較大的板條馬氏體束晶界(Q-T態28MnB5鋼，見圖3(d))易產生較大的應力和應變集中。當變形進行至局部變形階段時，上述應力和應變集中部位極易萌生孔洞和沿晶界開裂而降低拉伸塑性。反之，當奧氏體晶粒細化時，馬氏體板條束直徑和長度均較小(N-Q-T態28MnB5鋼，見圖3(a, c))，晶粒間產生協調變形，提高了變形的均勻化程度，從而提高了材料的拉伸塑性[20]。

另外，由表3還可以看出，N-Q-T態28MnB5鋼的沖擊吸收能量(62.1 J)顯著高于Q-T態(35.2 J)。沖擊性能的提高主要與裂紋擴展受阻有關。其中，馬氏體晶界附近的殘留奧氏體晶粒數量、尺寸、分布及力學穩定性是影響裂紋擴展的關鍵因素之一。當裂紋穿過馬氏體板條并在板條晶界處接觸到如圖5所示的殘留奧氏體時，其可能繼續進入殘留奧氏體或偏轉至另一條不同的路徑。前者在殘留奧氏體中會引起應變誘導馬氏體相變，后者將導致裂紋延長，這兩種情況均可提高材料的韌性。N-Q-T態28MnB5鋼中的板條馬氏體組織細化(見圖3(c))導致其大角度晶界含量顯著增加(見圖6)，有助于產生更多更細、力學穩定性更高的殘留奧氏體晶粒，從而間接地提高材料的韌性[18]。

3 結論

1) 28MnB5鋼經正火-淬火-回火(N-Q-T)和淬火-回火(Q-T)工藝后的組織均以板條馬氏體為主。不同的是，N-Q-T態28MnB5鋼的馬氏體板條細小且分布均勻，平均寬度約為0.9 μm，顯著低于Q-T態的1.5 μm。EBSD測試結果表明，N-Q-T態28MnB5鋼的馬氏體板條間大角度晶界占比為34.9%，明顯高于Q-T態的25.1%。

2) 與Q-T態相比，N-Q-T態28MnB5鋼的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率和沖擊吸收能量均得到顯著提高。其中屈服強度由1270 MPa提升至1408 MPa；抗拉強度由1592 MPa提升至1691 MPa；斷后伸長率由4.3%提升至5.7%，沖擊吸收能量由35.2 J提升至62.1 J。這主要歸因于N-Q-T態28MnB5鋼中細小且均勻分布的板條馬氏體所產生的細晶強化效果。此外，由于N-Q-T態28MnB5鋼具有更高的大角度晶界占比，有利于產生更多尺寸細小且力學穩定性高的殘留奧氏體來阻礙裂紋的擴展，顯著提高28MnB5鋼的沖擊性能。