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作為田間耕作的主要機(jī)械設(shè)備，旋耕機(jī)、鏵式犁等能實(shí)現(xiàn)對(duì)土壤的翻作與疏松，從而提高勞動(dòng)生產(chǎn)效率。但是，在耕作過(guò)程中，觸土部件常常受到磨粒磨損的作用而發(fā)生失效，最終導(dǎo)致使用壽命縮短，同時(shí)造成嚴(yán)重的經(jīng)濟(jì)損失。據(jù)統(tǒng)計(jì)，由于設(shè)備與土壤、礦石和沙子的長(zhǎng)期磨損導(dǎo)致國(guó)內(nèi)每年的經(jīng)濟(jì)損失超過(guò)千億元。由此可見(jiàn)，提高觸土部件的耐磨性、延長(zhǎng)其使用壽命，對(duì)提高經(jīng)濟(jì)效益和促進(jìn)農(nóng)業(yè)現(xiàn)代化發(fā)展具有重要意義。

由于具有成本低、高硬度等特點(diǎn)，鑄鐵、65Mn、60Si2Mn 等常被用于制造旋耕刀和犁鏵等觸土耐磨部件的材料，但采用這類(lèi)材料制成的刀具在田間使用過(guò)程中，或因韌性不足易發(fā)生斷裂，或因耐磨性不足而出現(xiàn)磨損失效，這均會(huì)顯著影響部件的使用壽命。為提高這類(lèi)觸土部件的耐磨性，人們對(duì)此展開(kāi)了大量研究，但僅通過(guò)簡(jiǎn)單的熱處理工藝只能有限地改善其耐磨性。有鑒于此，大部分研究均轉(zhuǎn)向通過(guò)表面處理技術(shù)提高其耐磨性。雖然采用這些方法可以有效提高材料的表層耐磨性，但一方面極大地增加了成本，另一方面在磨損過(guò)程中表層材料剝落后會(huì)導(dǎo)致更嚴(yán)重的磨損。因此，不適于在農(nóng)耕觸土部件中廣泛應(yīng)用。

為適應(yīng)農(nóng)業(yè)機(jī)械的現(xiàn)代化發(fā)展，近年來(lái)，硼鋼以其高淬透性、良好的強(qiáng)韌匹配和成本優(yōu)勢(shì)，已成為觸土部件材料升級(jí)的重要方向。如27MnCrB5、30MnB5 以及34MnB5等，現(xiàn)已被廣泛應(yīng)用于高速犁等觸土部件的制造。研究人員采用28MnB5 制作的犁尖和耕耘齒在使用過(guò)程中也表現(xiàn)出良好的耐磨性。隨著農(nóng)業(yè)現(xiàn)代化發(fā)展的進(jìn)程不斷加快，農(nóng)機(jī)的功率和作業(yè)效率也不斷提高，要求觸土部件具有更高的耐磨性和更長(zhǎng)的使用壽命。因此，在參考硼鋼的成分基礎(chǔ)上，通過(guò)調(diào)整碳含量和微合金元素，本文設(shè)計(jì)一種新型中碳低合金超高強(qiáng)韌耐磨鋼。主要考察不同熱處理工藝對(duì)其微觀(guān)組織、力學(xué)性能和耐磨性的影響，揭示實(shí)驗(yàn)鋼微觀(guān)組織和力學(xué)性能之間的關(guān)系；并與現(xiàn)在使用的旋耕刀耐磨性進(jìn)行對(duì)比，并探討其磨損機(jī)制。這種新型耐磨鋼的研究與應(yīng)用有望提高農(nóng)耕觸土部件的使用壽命，推動(dòng)農(nóng)業(yè)機(jī)械化發(fā)展進(jìn)程。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本文所用實(shí)驗(yàn)材料有兩種，其化學(xué)成分如表1所示。其中，A鋼為目前使用的旋耕刀用鋼，其標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝為880℃淬火保溫35min，然后在280℃回火保溫1h，記為Q-T280。B 鋼為本文設(shè)計(jì)的新型實(shí)驗(yàn)鋼，除了降低碳含量，提高M(jìn)n、Cr、V含量外，取消了Mo，Si含量有所降低。委托某鋼廠(chǎng)進(jìn)行熔煉與鍛造，最終鍛造為尺寸規(guī)格為200mm×120mm×100mm 的方坯用于后續(xù)的軋制和熱處理實(shí)驗(yàn)。

 使用?450mm兩輥可逆式熱軋機(jī)對(duì)B 鋼坯進(jìn)行兩階段控制軋制，其中加熱溫度為1200℃，保溫2h。第一階段開(kāi)軋溫度為1050℃，壓下量為52mm。第二階段開(kāi)軋溫度為850℃，壓下量為33mm，軋后空冷至室溫，得到厚度為15mm的鋼板。實(shí)驗(yàn)鋼板的熱處理工藝為淬火+回火，淬火溫度設(shè)定為880℃，保溫40min，水冷至室溫，淬火后立即進(jìn)行回火處理；回火溫度設(shè)定為200、250、300 和350℃，保溫1h，然后空冷至室溫，對(duì)應(yīng)的試樣分別記為Q-T200、Q-T250、Q-T300 和Q-T350。

 對(duì)經(jīng)過(guò)不同溫度回火處理后的實(shí)驗(yàn)鋼取樣進(jìn)行微觀(guān)組織觀(guān)察、力學(xué)性能測(cè)試和磨粒磨損測(cè)試。截取3 個(gè)標(biāo)距為?5mm×25mm的圓棒拉伸試樣，在SANS-CMT5105試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫單向拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min。截取3 個(gè)尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的2mmU型缺口沖擊試樣，采用SANS-ZBC2452 擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫夏比沖擊實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)過(guò)程中使用450 J 的大擺錘。使用KB3000BVRZ-SA 宏觀(guān)硬度計(jì)測(cè)量實(shí)驗(yàn)鋼的洛氏硬度。根據(jù)ASTM G65 標(biāo)準(zhǔn)，采用MLG-130 型干式橡膠輪磨粒磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行磨粒磨損實(shí)驗(yàn)，試樣尺寸為57 mm×25.5 mm×6 mm，法向載荷為130 N，橡膠輪轉(zhuǎn)速為200 rpm，磨料采用60 目石英砂。使用精度為0.0001 g 的電子天平對(duì)磨損前后的試樣進(jìn)行稱(chēng)重，分別記為m0 和m1，然后計(jì)算質(zhì)量損失(△m, g)。將回火金相試樣用4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用ZEISS ULTRA 55 掃描電子顯微鏡觀(guān)察實(shí)驗(yàn)鋼的微觀(guān)組織、磨損表面形貌和截面形貌。將拋光后的試樣在SiO2 拋光液中振動(dòng)拋光10 h，然后使用SmartLab (Cu Kα 輻射)X 射線(xiàn)衍射儀(X-ray Diffractometer, XRD)定量分析試樣中的殘余奧氏體含量及其碳含量，掃描角度為40°~120°，掃描速率為3°/min。切取0.5 mm 厚的薄片試樣研磨至40 μm，沖孔成?3 mm 的小試樣，利用電解雙噴儀在9%高氯酸-乙醇溶液中制成薄膜試樣，使用Tecnai G2 F20 場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡觀(guān)察顯微組織和析出粒子，并利用配備的EDS確定其化學(xué)成分。

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀(guān)組織特征

圖1為不同溫度回火后實(shí)驗(yàn)鋼的掃描電鏡顯微組織。由圖1可知，經(jīng)200~350℃回火后，其基體組織均為回火馬氏體。由圖1(a)可以清楚地觀(guān)察到，在200℃回火下，組織中存在極少量的碳化物。隨著回火溫度的升高，基體中析出的碳化物量增加；當(dāng)回火溫度為250℃時(shí)，析出的碳化物主要為短棒狀或長(zhǎng)條狀，此時(shí)的馬氏體板條邊界仍然清晰，如圖1(b)所示。當(dāng)回火溫度升至300℃時(shí)，開(kāi)始析出細(xì)小的球形碳化物，馬氏體板條邊界開(kāi)始變得模糊。隨著回火溫度的進(jìn)一步升高，原奧氏體晶界模糊不清，板條馬氏體進(jìn)一步回復(fù)，長(zhǎng)條狀碳化物減少，球形碳化物數(shù)量增加。

圖2為不同溫度回火處理后實(shí)驗(yàn)鋼的TEM 圖像和EDS 結(jié)果。由圖2(a)可知，當(dāng)回火溫度為250℃時(shí)，基體中的位錯(cuò)密度較高，馬氏體板條基體中析出了較多的平行分布的短棒狀和長(zhǎng)條狀的碳化物，由圖2(d)可知，這些平行分布的碳化物為ε-carbide。當(dāng)回火溫度升至300℃時(shí)，從圖2(b)觀(guān)察可知，位錯(cuò)密度仍然處于較高水平，同時(shí)還存在較多的平行分布的ε-carbide。除此之外，還出現(xiàn)了尺寸細(xì)小的球形碳化物，根據(jù)EDS結(jié)果可知，這種球形碳化物為θ-carbide。隨著回火溫度的進(jìn)一步升高至350℃時(shí)，從圖2(c)中可以明顯觀(guān)察到位錯(cuò)密度顯著下降，平行分布的ε-carbide 數(shù)量減少，球形碳化物增多，且發(fā)生粗化，馬氏體板條內(nèi)部以及馬氏體板條邊界均有分布，由EDS 結(jié)果可知，該球形碳化物仍為θ-carbide。

為探究回火過(guò)程中鋼中的殘余奧氏體含量的變化，根據(jù)XRD測(cè)試所得數(shù)據(jù)，采用式(1)-(3)可以計(jì)算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及殘余奧氏體中的碳含量。

式中，Vγ為殘余奧氏體的體積百分?jǐn)?shù)，Iα為(200)α和(211)α的平均積分強(qiáng)度，Iγ為(200)γ、(220)γ和(311)γ的平均積分強(qiáng)度。

式中，Cγ為殘余奧氏體中的碳含量，αγ是殘余奧氏體的平均晶格常數(shù)。

式中，γ是Cu靶衍射波長(zhǎng)，為0.154056nm，(hkl)為晶面指數(shù)。

圖3(a)為XRD衍射圖譜，圖3(b)為殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及其碳含量。從圖3(a)中可以清楚地觀(guān)察到馬氏體峰和奧氏體峰；而由圖3(b)可以看出，當(dāng)回火溫度在200~250 °C時(shí)，殘余奧氏體含量較高，隨著回火溫度的進(jìn)一步升高，殘余奧氏體含量迅速減少。當(dāng)回火溫度從200℃升至250℃時(shí)，殘余奧氏體含量增加，其體積分?jǐn)?shù)達(dá)到最大值，為13.12%，其碳含量也由0.82%增加至1.16%。當(dāng)回火溫度繼續(xù)升高時(shí)，殘余奧氏體中的碳含量急劇減少，因此，對(duì)應(yīng)的殘余奧氏體含量也顯著降低。

2.2 力學(xué)性能及強(qiáng)韌化機(jī)制

2.2.1 力學(xué)性能

圖4為實(shí)驗(yàn)鋼力學(xué)性能隨回火溫度的變化情況，表2給出了其具體力學(xué)性能數(shù)值。

由圖4可知，隨著回火溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和硬度逐漸降低，由表2可知，回火溫度從200℃升高到350℃時(shí)，其抗拉強(qiáng)度和硬度分別由2365MPa 和58.9HRC下降至1897 MPa 和52.8 HRC，均有較為明顯的下降。屈服強(qiáng)度和沖擊功均隨著回火溫度的升高先增后減，其中，屈服強(qiáng)度在300℃回火時(shí)達(dá)到最大值，為1740 MPa，沖擊功則是在250 ℃回火時(shí)達(dá)到最大值，為29 J。

2.2.2 強(qiáng)韌化機(jī)制

(1) 強(qiáng)化機(jī)制

實(shí)驗(yàn)鋼的基體組織為板條馬氏體，具有較高的位錯(cuò)密度，位錯(cuò)強(qiáng)化無(wú)疑是其非常重要的強(qiáng)化機(jī)制之一。位錯(cuò)強(qiáng)化(σρ)的貢獻(xiàn)，可以通過(guò)公式(4)計(jì)算得到。

式中，α為常量，約為0.25；Md是泰勒因子，取3；G是剪切模量，為80 GPa；b是柏氏矢量，為0.248 nm；ρ是位錯(cuò)密度，可用改進(jìn)的Williamson-Hall (MWH)法計(jì)算得到。

表3為不同回火溫度下的位錯(cuò)密度和位錯(cuò)強(qiáng)化貢獻(xiàn)值。由表3可以得到，隨著回火溫度的升高，位錯(cuò)密度逐漸下降，從而導(dǎo)致位錯(cuò)強(qiáng)化也逐漸減弱。最終得到，在200、250、300 和350°C 回火后的位錯(cuò)強(qiáng)化貢獻(xiàn)值σρ 分別為1272、1225、1137和749MPa。

析出強(qiáng)化主要通過(guò)基體中析出的碳化物阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)來(lái)達(dá)到強(qiáng)化的目的。圖2對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼在250~350℃回火后的析出碳化物進(jìn)行了TEM 表征，使用Image-Pro Plus 軟件測(cè)量得到當(dāng)回火溫度為250、300 和350℃ 時(shí)，析出碳化物的體積分?jǐn)?shù)分別為0.0245%、0.0389%和0.0216%，平均半徑分別為18.4、16.8和15.2 nm。當(dāng)析出相尺寸較大時(shí)(＞1.5nm)，位錯(cuò)可以繞過(guò)析出相并留下位錯(cuò)環(huán)，因此，可以利用Orowan模型按式(5)計(jì)算析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)。

式中，d為析出物的半徑，f 為析出相的體積分?jǐn)?shù)。若析出物為非球形，則需等效為球形半徑。最終計(jì)算得到，250、300 和350℃ 回火后實(shí)驗(yàn)鋼的析出強(qiáng)化值分別為331、446和357MPa。

對(duì)比表2中實(shí)驗(yàn)鋼實(shí)測(cè)得到的屈服強(qiáng)度，可以得到，屈服強(qiáng)度以位錯(cuò)強(qiáng)化貢獻(xiàn)為主；經(jīng)300℃回火后，位錯(cuò)密度下降不明顯，析出強(qiáng)化效果顯著增強(qiáng)，因此其屈服強(qiáng)度增加，而350℃回火后，位錯(cuò)強(qiáng)化效果急劇下降，最終導(dǎo)致屈服強(qiáng)度顯著降低。

(2) 韌化機(jī)制

殘余奧氏體含量及回火后的穩(wěn)定性顯著影響材料的韌性。由圖3(b)可知，在200℃回火時(shí)，鋼中的殘余奧氏體含量為11.56%，處于較高水平，但其碳含量?jī)H為0.82%，不利于其穩(wěn)定性。因此，在受到外力后，殘余奧氏體易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，并伴隨著體積的膨脹，使得材料內(nèi)部容易出現(xiàn)微裂紋，進(jìn)而發(fā)生脆化。另一方面，由于回火溫度較低無(wú)法充分消除實(shí)驗(yàn)鋼中的淬火內(nèi)應(yīng)力，導(dǎo)致在受到外力時(shí)材料更容易發(fā)生開(kāi)裂的現(xiàn)象，也會(huì)顯著降低韌性。當(dāng)回火溫度為250℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼中不僅有較多的殘余奧氏體存在，其穩(wěn)定性也較高，最終提高了鋼的韌性。而隨著回火溫度的進(jìn)一步升高，韌性顯著下降，發(fā)生了馬氏體回火脆性。由圖3(b)可知，在該回火溫度區(qū)間，殘余奧氏體含量急劇減少，增加了基體材料的脆性。觀(guān)察圖2(b)和(c)可知，在300℃回火后，沿馬氏體板條界析出了尺寸較小的θ-carbide；而在350℃ 回火后，除了θ-carbide 以外，還存在部分ε-carbide沿著馬氏體板條邊界析出，進(jìn)一步降低了韌性，導(dǎo)致發(fā)生回火脆性。

2.3 耐磨性

2.3.1 磨損失重

對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼開(kāi)展了于實(shí)際服役條件相近的磨損性能測(cè)試。圖5為實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后的磨損失重變化趨勢(shì)。由圖5可知，隨著回火溫度的升高，磨損失重逐漸增加，表明實(shí)驗(yàn)鋼的耐磨性逐漸下降。當(dāng)實(shí)驗(yàn)鋼在200℃進(jìn)行回火時(shí)，磨損失重量最少，因此表現(xiàn)出最佳的耐磨性。

2.3.2 磨損形貌

圖6為在不同溫度回火后實(shí)驗(yàn)鋼的磨損表面形貌。由圖6(a)和(b)可知，當(dāng)回火溫度在200~250℃ 時(shí)，磨損表面存在一定數(shù)量的微切削，以及水平分布的犁溝，磨屑數(shù)量較少，這是磨粒磨損的典型特征。當(dāng)回火溫度升高至300℃ 時(shí)，如圖6(c)所示，磨損表面的犁溝數(shù)量顯著增加，尺寸增大，出現(xiàn)了較多的粘著坑，磨損程度加劇，表現(xiàn)為磨粒磨損和粘著磨損共存的磨損機(jī)制。當(dāng)回火溫度升高至350℃ 時(shí)，如圖6(d)所示，可以觀(guān)察到此時(shí)的犁溝尺寸進(jìn)一步加大，磨屑和粘著坑的數(shù)量以及尺寸也增加，表現(xiàn)為更加嚴(yán)重的磨粒磨損和粘著磨損機(jī)制。

圖7為不同溫度回火后實(shí)驗(yàn)鋼的磨損截面形貌。由圖7可以看出，不同溫度回火后的磨損截面均出現(xiàn)了大小不同的凹坑，隨著回火溫度的升高，凹坑的尺寸增大。當(dāng)回火溫度為250~350℃時(shí)，磨損截面中還存在輕微的塑性變形層，馬氏體板條朝著磨損方向發(fā)生彎曲，且隨著回火溫度的升高，這種現(xiàn)象越明顯。因?yàn)殡S著回火溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的硬度逐漸降低，韌塑性有所改善，因此，能觀(guān)察到塑性變形的存在。

根據(jù)Archard磨損定律可知，硬度越高，材料的耐磨性越好。圖8為實(shí)驗(yàn)鋼的硬度與磨損失重隨回火溫度的變化情況，由圖8 可知，隨著回火溫度的升高，硬度和磨損失重逐漸下降，其耐磨性也逐漸降低。當(dāng)回火溫度為200℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼具有最高的硬度和最小的磨損失重，表現(xiàn)為最佳的耐磨性，但其韌性較差。由表2可知，此時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼的沖擊功僅為15 J，由此說(shuō)明，硬度顯著影響著其耐磨性。盡管其韌性不足，當(dāng)具有足夠的硬度時(shí)，仍能表現(xiàn)出優(yōu)異的抗磨粒磨損性能。但是考慮到農(nóng)耕觸土部件的實(shí)際使用過(guò)程中有時(shí)會(huì)遭受一定的沖擊作用，因此，最終確定250℃ 回火為實(shí)驗(yàn)鋼的最佳回火溫度，此時(shí)不僅具有優(yōu)異的耐磨性和較高的硬度，強(qiáng)韌性也較好。

2.4 Q-T250鋼和Q-T280鋼的力學(xué)性能與耐磨性對(duì)比

根據(jù)前文的研究得到，實(shí)驗(yàn)鋼的最佳回火溫度為250℃，因此，選取該條件下的實(shí)驗(yàn)鋼Q-T250與Q-T280鋼進(jìn)行力學(xué)性能和耐磨性對(duì)比。表4為Q-T250 鋼與Q-T280 鋼的力學(xué)性能和磨損失重的具體數(shù)據(jù)，由表4可知，Q-T250 鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、硬度和沖擊功均高于Q-T280 鋼，磨損失重小于Q-T280 鋼，表明其耐磨性也高于Q-T280鋼。經(jīng)計(jì)算得到，與目前正在使用的旋耕刀用鋼進(jìn)行對(duì)比，經(jīng)880 ℃淬火后250℃回火處理的實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、沖擊功、硬度有了較為明顯的提升，分別提高了15.5%、25%、314.3%和3.1%，耐磨性也表現(xiàn)十分優(yōu)異，其磨損失重減少了43%。

3 結(jié)論

 (1) 回火溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的微觀(guān)組織轉(zhuǎn)變有重要影響。當(dāng)回火溫度在200~250 ℃時(shí)，鋼中的ε-carbide 析出數(shù)量較多，逐漸發(fā)生馬氏體回復(fù)和殘余奧氏體的分解。當(dāng)回火溫度升高到300~350℃時(shí)，逐漸析出球形θ-carbide，馬氏體進(jìn)一步分解，位錯(cuò)密度顯著降低，殘余奧氏體大幅減少。

 (2) 回火溫度嚴(yán)重影響實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。隨著回火溫度的增加，屈服強(qiáng)度和沖擊功先升高后降低。其屈服強(qiáng)度主要來(lái)自位錯(cuò)強(qiáng)化的貢獻(xiàn)，在回火溫度為300℃ 時(shí)，位錯(cuò)密度下降不明顯，析出強(qiáng)化效果顯著增加，因此屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值。由于在250℃回火時(shí)，殘余奧氏體含量較高，且穩(wěn)定性較強(qiáng)，因此韌性最佳。而在300~350℃回火時(shí)，由于殘余奧氏體的顯著降低和碳化物沿馬氏體板條邊界析出，發(fā)生了回火脆性。

 (3) 實(shí)驗(yàn)鋼的耐磨性與硬度顯著相關(guān)。隨著回火溫度的升高，硬度逐漸降低，導(dǎo)致耐磨性逐漸下降。在200~250℃回火后，實(shí)驗(yàn)鋼的磨損機(jī)制為磨粒磨損特征；在300~350℃回火后，其磨損機(jī)制為磨粒磨損和粘著磨損。實(shí)驗(yàn)鋼的最佳熱處理工藝是880℃淬火后以及在250℃回火，此時(shí)，其屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、硬度、沖擊功和磨損失重分別為1637 MPa、2217 MPa、57.2 HRC、29 J 和1.4453 g。與目前正在使用的旋耕刀用鋼相比，其力學(xué)性能和耐磨性均有較大程度提高，其中磨損失重減少了43%。