变质高锰钢析出相的演变及力学性能的研究.pdf

第２２卷第６期２０１４年１２月材料科学与工艺ＭＡＴＥＲＩＡＬＳＳＣＩＥＮＣＥ＆ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹｌｌＶｏｌ２２ｌｌｌ６Ｄｅｃ．２０１４变质高锰钢析出相的演变及力学性能的研究李良１，许晓嫦１，２，张奇１，雷勇１，徐浩浩１，吴峰１（１．中南大学材料科学与工程学院，长沙４１００８３；２．中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙４１００８３）摘要：为了有效改善高锰钢的组织和性能，通过变质处理和弥散处理相结合的方法，采用Ｘ射线衍射（ＸＲＤ）、光学显微镜、扫描电镜（ＳＥＭ）及透射电镜（ＴＥＭ），对稀土－低熔点合金变质高锰钢时效析出相进行研究．结果表明：实验用钢在℃４６０时效１ｈ时，基体上开始有球状析出相析出，随着时效时间的延长，析出相由球状向针状转变；℃５２０时效１ｈ，晶界上有少量的球状析出相，基体上析出相为细针状；℃５８０时效１ｈ，析出相为粗大的针状，且基体发生了奥氏体向珠光体转变．随着时效温度的升高，变质高锰钢时效析出相由球状转变为针状，针状析出相与球状析出相晶体结构不同，针状析出相更加趋于稳定．变质高锰钢的硬度随着析出相增多而升高，（Ｍｎ，Ｆｅ）７Ｃ３细针状析出相在冲击韧性和耐磨性起主导因素，变质高锰钢最佳时效工艺应使耐磨析出相析出，且未引起微观应变增大．本次实验用钢最佳时效工艺参数为℃５２０下时效１ｈ．关键词：变质高锰钢；时效处理；显微组织；晶体结构；耐磨析出相中图分类号：ＴＧ１４２．１；ＴＧ１５６．９２文献标志码：Ａ文章编号：１００５－０２９９（２０１４）０６－００１０－０７ＡｇｉｎｇｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌａｎｄｉｔｓｉｎｆｌｕｅｎｃｅｓｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓＬＩＬｉａｎｇ１，ＸＵＸｉａｏｃｈａｎｇ１，２，ＺＨＡＮＧＱｉ１，ＬＥＩＹｏｎｇ１，ＸＵＨａｏｈａｏ１，ＷＵＦｅｎｇ１（１．ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＣｅｎｔｒａｌＳｏｕｔｈＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ４１００８３，Ｃｈｉｎａ；２．ＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＭｉｎｉｓｔｒｙｏｆＥｄｕｃａｔｉｏｎ，ＣｅｎｔｒａｌＳｏｕｔｈＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ４１００８３，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｉｓｓｔｕｄｙａｉｍｓａｔｃｏｍｂｉｎｉｎｇｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｗｉｔｈｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｏｉｍｐｒｏｖｅｔｈｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ．Ｔｈｅａｇｉｎｇｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄ⁃ｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌｗｅｒｅｓｔｕｄｉｅｄｂｙｍｅａｎｓｏｆｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃａｎａｌｙｓｉｓ，ＳＥＭ，ＸＲＤａｎｄＴＥＭ．Ｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔａｆｔｅｒａｇｉｎｇａｔ℃４６０ｆｏｒ１ｈ，ｔｈｅｇｌｏｂｕｌａｒ℃ｓｅｐａｒａｔｉｏｎｐｈａｓｅｓｇｒｏｗｓｉｎｔｈｅｍａｔｒｉｘ，ｓｐｈｅｒｉｃａｌｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｔｒａｎｓｆｏｒｍｉｎｔｏｎｅｅｄｌｅｏｖｅｒｔｉｍｅ．Ｗｈｅｎａｇｉｎｇａｔ５２０⁃ｆｏｒ１ｈ，ａｓｍａｌｌａｍｏｕｎｔｏｆｓｐｈｅｒｉｃａｌｐｈａｓｅｓｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｏｎｔｈｅｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙ，ｆｉｎｅｎｅｅｄｌｅｌｉｋｅｐｈａｓｅｓｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｉｎｔｈｅｇｒａｉｎ．Ａｆｔｅｒａｇｉｎｇａｔ℃⁃５８０ｆｏｒ１ｈ，ｔｈｅｃｏａｒｓｅｎｅｅｄｌｅｌｉｋｅｐｈａｓｅｓｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｉｎｔｈｅｍａｔｒｉｘ，ａｎｄｐｅａｒｌｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｃｃｕｒｓ．Ｗｉｔｈｔｈｅａｇｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｎｃｒｅａｓｅｓ，ｓｐｈｅｒｉｃａｌｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｔｒａｎｓｆｏｒｍｉｎｔｏｎｅｅｄｌｅ，ｃｒｙｓｔａｌ⁃⁃ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｇｌｏｂｕｌａｒｐｈａｓｅａｎｄｎｅｅｄｌｅｌｉｋｅｏｎｅａｒｅｄｉｆｆｅｒｅｎｔ，ａｎｄｃｏｍｐａｒｅｄｗｉｔｈｇｌｏｂｕｌａｒｐｈａｓｅｓ，ｔｈｅｎｅｅｄｌｅｌｉｋｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｐｈａｓｅｓａｒｅｍｏｒｅｓｔａｂｌｅ．Ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｏｆｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｐｈａｓｅｓ．Ｔｈｅｋｅｙｆａｃｔｏｒｏｎｉｍｐａｃｔ⁃ｔｏｕｇｈｎｅｓｓａｎｄａｂｒａｓｉｖｅｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｉｓｆｉｎｅｎｅｅｄｌｅｌｉｋｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｐｈａｓｅｓ（Ｍｎ，Ｆｅ）７Ｃ３．⁃Ｔｈｅｂｅｓｔａｇｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｓｈｏｕｌｄｍａｋｅｗｅａｒｒｅｓｉｓｔｉｎｇｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｐｈａｓｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅａｎｄｄｏｅｓｎｏｔｃａｕｓｅｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｍｉｃｒｏｓｔｒａｉｎ．℃Ｔｈｅｂｅｓｔａｇｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｏｆｔｈｉｓｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｉｓａｇｉｎｇａｔ５２０ｆｏｒ１ｈ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｍｏｄｉｆｉｅｄｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ；ａｇｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｃｒｙｓｔａｌ⁃ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｗｅａｒｒｅｓｉｓｔｉｎｇｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｐｈａｓｅ收稿日期：２０１３－０８－１２．基金项目：长沙市科技计划资助项目（Ｋ１２０７０１９－１１）．作者简介：李良（１９８７－），男，硕士研究生；许晓嫦（１９６３－），女，教授．通信作者：许晓嫦⁃，Ｅｍａｉｌ：ｘｘｃ１２＠１２６．ｃｏｍ．奥氏体高锰钢自发现以来就受到了广泛关注，其淬火后的组织是稳定单一的奥氏体组织，在高应力条件下产生加工硬化，具有很好的耐磨性［１］．但在非强冲击载荷下不能得到充分的加工硬化，高锰钢表面很容易在磨料的冲击和切割作用下发生剪切破坏，从而影响其耐磨性能［２－３］．因此，人们通过加入变质剂及时效处理来改善其组织［４］，从而达到提高高锰钢使用性能的目的．目前，研究工作者在高锰钢的变质和时效处理方面做了大量研究［５－８］．结果发现，单一的变质处理和时效处理可以在一定程度上改善高锰钢的组织，提高其耐磨性．但在实际生产工作中，对高锰钢的综合性能有更高的要求，高锰钢经变质处理后，通过时效工艺，可以进一步改善变质高锰钢的组织，提高其耐磨性［９］．而基体上析出相的形貌及稳定性在很大程度上决定了变质高锰钢的力学性能及耐磨性，研究表明：稀土变质的合金化高锰钢，配合适当的热处理工艺，能够有效改变析出相的形态及分布并促进动态应变时效［１０］．因此，研究变质高锰钢时效处理时析出相的形貌变化规律、不同形貌析出相的稳定性，以及析出相对变质高锰钢的性能影响具有很大的意义．本文研究了稀土－低熔点合金变质高锰钢在不同时效温度和时效时间下的析出相形貌变化规律，对不同形貌析出相的稳定性，以及在不同时效状态下变质高锰钢的力学性能进行了比较，根据结果讨论了稀土－低熔点合金变质高锰钢最佳时效制度的确定条件，为变质高锰钢时效制度的确定提供参考和借鉴．１实验实验所用变质高锰钢的化学成分见表１．表１实验用高锰钢的化学成分（质量分数／％）ＣＭｎＳｉＰＳ０．９～１．５１１～１４０．３～０．８≤０．０７≤０．０４试样以℃８０～１２０／ｈ的速度加热到℃１０５０保温后迅速水淬，时效温度分别为４６０、５２０、℃５８０．冲击磨粒磨损试样使用磨床加工成５７ｍｍ×２５．５ｍｍ×６ｍｍ的块状试样，实验前试样表面使用８００＃水磨砂纸磨平，在ＭＬＳ－２２５磨粒磨损机上进行冲击磨粒磨损试验，冲击力为４０Ｎ，磨粒为石英砂２０～４０目，时间为１ｈ．用ＨＷ１８７．５布洛维硬度计进行硬度试验；冲击试验使用ＪＢＷ－３００Ｂ电子摆锤式冲击机；金相观察采用ＺＥＩＳＳ－４００ＭＡＴ光学显微镜，金相试样经研磨和抛光后，使用氯化铁硝酸溶液腐蚀；使用ｓｉｒｉｏｎ２００场发射扫描电镜观察冲击断口，加速电压为２０ｋＶ；用ＢＤ－８６型Ｘ射线仪对变质高锰钢时效处理后物相变化及微观应变加以分析，靶材为Ｃｕ靶，扫描范围为３０°～１００°，步长０．１°连续扫描；使用菲利普ＴＥＣＮＡＩ－Ｇ２透射电镜（ＴＥＭ）观察析出相形貌，加速电压为２００ｋＶ．利用⁃ＤｉｇｉｔａｌＭｉｃｒｏｇｒａｐｈ软件测定析出相的体积分数．２结果与讨论２．１稀土－低熔点合金变质高锰钢时效析出相转变行为图１是稀土－低熔点合金变质处理的高锰钢经水韧后在不同温度时效处理后的Ｘ射线衍射谱图．从图１可以看出：水韧后变质高锰钢的组织为奥氏体（γ）组织；４６０和℃５２０时效１ｈ时，基体组织依然为奥氏体（γ）组织，衍射峰上出现了（Ｆｅ，Ｍｎ）７Ｃ３合金化合物的衍射峰，这说明在基体上析出了（Ｆｅ，Ｍｎ）７Ｃ３合金化合物；在℃５８０时，（Ｆｅ，Ｍｎ）７Ｃ３合金化合物的衍射峰增强，还出现了铁素体（α）和Ｆｅ３Ｃ衍射谱，说明基体从奥氏体向珠光体转变．304050607080901002θ/(?)γ(111)γ(200)γ(220)γ(311)γ(222)Fe3CFe1.8Mn1.2Cα580℃,1h520℃,1h460℃,1h水韧图１不同温度时效后的Ｘ射线衍射谱图图２为变质高锰钢时效处理下的金相组织．由图２可以看出：水韧后的原始组织为奥氏体组织，见图℃２（ａ）；４６０时效１ｈ时，球状析出相沿晶界大量析出，在晶粒内也有少量的球状析出相，见图２（ｂ）；在℃５２０时效１ｈ时，在晶界上依然能看到少量的球状析出相，且在晶粒内和晶界上可以看到有细小的针状析出相析出，见图２（ｃ）；℃５８０时效１ｈ时，晶内球状析出相不复存在，且针状析出相交叉生长，但球状析出相在晶界仍然存在，见图℃２（ｄ）．５８０的衍射谱（图１）中出现了铁素体和渗碳体的衍射峰，表明基体上发生了珠光体转变，从图２（ｄ）中可以看出珠光体成棒状分布．图３为析出相体积分数和时效温度的关系曲线．由图３可知，析出相体积分数随着时效温度的升高而增多，且析出相体积分数在℃５２０～５６０时增长趋势最大．图４和图５分别是球状析出相和针状析出相的能谱图（ＥＤＳ）、ＴＥＭ形貌及光斑图．从图４可以看出，球状析出相和针状析出相共存．从图４中球状和针状析出相的ＥＤＳ分析可以定量看出，针状析出相的Ｃ·１１·第６期李良，等：变质高锰钢析出相的演变及力学性能的研究含量和球状析出相的Ｃ含量相当，而Ｆｅ和Ｍｎ的原子数分数不同．根据Ｘ衍射谱可知，变质高锰钢的析出相主要为（Ｍｎ，Ｆｅ）７Ｃ３，从能谱的原子数分数可知，Ｆｅ、Ｍｎ和Ｃ的原子数分数接近为∶７３，可见，针状和球状析出相都为（Ｍｎ，Ｆｅ）７Ｃ３．(a)水韧后组织(b)460℃时效1h(c)520℃时效1h(d)580℃时效1h50μm50μm50μm50μm图２不同时效温度处理下变质高锰钢的显微组织使用Ｃ膜复型法可单独分析球状和针状的晶体结构．图５（ｄ）中衍射光斑的晶带轴为２－２３[]，且晶面指数全部为偶数，结合晶带定理和消光规律可知，晶体为面心立方结构；同样，图５（ｆ）中衍射光斑的晶带轴为［０１１］，晶面指数并非全奇数或全偶数，且指数和为偶数时才能产生衍射，结合晶带定理及消光规律可知，晶体为体心立方结构．因此，由图５析出相的光斑可以确定，球状析出相和针状析出相的晶体结构不同，球状析出相为面心立方结构，而针状析出相为体心立方结构．86420475500525550575时效温度/℃析出相体积分数/%图３变质高锰钢在不同时效温度下的析出相体积分数2μm(a)SEM形貌(b)球状析出相EDS5.03.82.51.3024681012141618E/keVI/103CMnFeFeMnSi元素质量原子数分数/%分数/%C7.8328.07Mn15.3812.05Fe75.8758.47Si0.921.41元素质量原子数分数/%分数/%C7.2226.40Mn12.6810.14Fe79.5562.59Si0.560.87CMnFeFeMnSi1.31.00.70.30I/103481216202428E/keV(c)针状析出相EDS图４球状析出相和针状析出相的能谱图（ＥＤＳ）图４和图５表明，由于Ｍｎ和Ｆｅ的原子数分数不同，（Ｍｎ，Ｆｅ）７Ｃ３存在球状和针状两种不同形态，且晶体结构不同．·２１·材料科学与工艺第２２卷(a)(b)(c)(d)(e)(f)1μm1μm0.2mm5.1nm0.2μm5.1nm(a)球状析出相形貌(b)针状析出相形貌(c)球状析出相形貌(d)球状析出相光斑(e)针状析出相形貌(f)针状析出相光斑图５球状及针状析出相的ＴＥＭ形貌及光斑２．２析出相形貌对变质高锰钢性能的影响图６为变质高锰钢在时效时间１ｈ时，不同时效温度与硬度和冲击韧性的关系曲线，对每个试验点进行３次硬度和冲击试验，采用平均值取点．340300260220180460480500520540560硬度(HV)t/℃9070503010460480500520540560580t/℃冲击韧性/(J?cm-2)图６不同时效温度对变质高锰钢硬度和冲击韧性的影响从图６可以看出，变质高锰钢硬度随着时效温度的升高而增加，且增长趋势和析出相的体积增长趋势（图３）一致，但冲击韧性却是先增加后减少．结合图２和图３，分析表明，变质高锰钢的硬度和冲击韧性与析出相的形貌和数量有很大关系．随着时效温度的升高，析出相增多，而析出相为硬化相，变质高锰钢的硬度也随之升高；在℃４６０时，由于球状析出相沿晶界成网状分布（图２（ｂ）），脆化了晶界，因此，变质高锰钢的韧性大大降低；在℃５２０下，析出相由球状转变为小而细的针状，且晶界明显细化，这有利于改善变质高锰钢的综合力学性能，使冲击韧性也能提高；在℃５８０下针状析出相变得粗大，由图１可知，该温度下出现了铁素体（ɑ）和渗碳体（Ｆｅ３Ｃ）的衍射峰，表明发生了珠光体转变，由于珠光体组织的韧性远不如奥氏体组织，两种共同作用使得变质高锰钢的韧性大大降低．图７是变质高锰钢在不同时效温度下的冲击断口形貌．由图７可看出：在℃４６０时效１ｈ时，可以明显看出是晶间断裂（箭头所指），见图７（ａ）；℃５２０时效１ｈ下的试样断口处，分布着大量的韧窝，变质剂夹杂在韧窝（图４（ｂ）中箭头所指）中，冲击断口成典型的韧性断裂；在℃５８０时效１ｈ时，呈现出河流花样（图４（ｃ）箭头所指）．这说明在℃５２０时效１ｈ时韧性最好，冲击韧性可达到８５．９６Ｊ／ｃｍ２；而℃４６０时效１ｈ和℃５６０时效１ｈ的冲击韧性分别为１１．６７和１２．１３Ｊ／ｃｍ２．·３１·第６期李良，等：变质高锰钢析出相的演变及力学性能的研究10μm10μm10μm(a)460℃时效1h(b)520℃时效1h(c)580℃时效1h图７不同时效温度下变质处理高锰钢的断口形貌图８为变质高锰钢在不同时效温度处理下的磨损量和相对磨损系数曲线．从图８可以看出：随着时效温度的升高，磨损量先降低再增加；相对磨损系数和变质高锰钢的冲击韧性性能变化趋势一致，发生了先升高再降低的趋势．2.01.81.61.41.21.0460480500520540560580温度/℃1.51.41.31.21.11.00.90.80.7460480500520540560温度/℃相对磨损素数磨损量/g图８不同时效温度下变质高锰钢磨损量和相对磨损系数图９为变质高锰钢在不同时效温度处理下的磨粒磨损形貌和微裂痕，可以看出，在冲击力的作用下，一段时间后，试样发生了塑性变形，其表面形成了大量的挤出棱，挤出棱加工硬化程度加强，脆性增加，会在亚表面产生微裂纹，最终导致小剥落．从图９可以看出：在℃４６０时效１ｈ时，由于球状析出相沿着晶界析出，脆化了变质高锰钢的晶界，在冲击磨粒磨损时，会有剥落的产生，且微裂纹比较深，见图９（ａ）；在℃５２０时效１ｈ时，只产生了塑性变形，基本没有剥落，且微裂痕很浅，见图９（ｂ）；而在℃５８０时效１ｈ时，基体发生了珠光体转变，且针状析出相大量析出，这不仅会脆化变质高锰钢的晶界，也会脆化变质高锰钢的晶粒，导致有很多的剥落产生，且微裂纹深而多，微裂纹还沿晶扩展，见图９（ｃ）．由此比较可知：在℃５２０时效１下，析出相为细针状时，其耐磨性最好，其磨损量为１．０７０１ｇ；而℃４６０时效１ｈ和℃５８０时效１ｈ时的磨损量分别为１．５２１１和１．９１３６ｇ．(a1)(a2)(b1)(b2)(c1)(c2)(c)580℃时效1h(a)460℃时效1h(b)520℃时效1h10μm10μm10μm10μm10μm10μm图９不同时效温度处理下变质处理的高锰钢磨粒磨损形貌和微裂痕３分析与讨论已有研究表明，普通高锰钢的析出相为针状，·４１·材料科学与工艺第２２卷在晶界上成一定的方向性向晶粒内生长，且晶粒内的针状析出相交叉生长［１１］．而在本文中，随着时效温度的升高，已知稀土－低熔点合金变质高锰钢析出相由球状向针状转变℃．４６０时，随着时效时间的延长，变质高锰钢时效析出相的转变如图１０所示．由图１０可知：时效时间为１ｈ时，球状析出相沿晶界析出；时效２ｈ后，出现了针状析出相，在晶界上既存在球状析出相和针状析出相；时效时间为３ｈ时，基体上基本为针状析出相，晶界上析出相成网状析出，且出现了析出相和珠光体混合成棒状的组织．这说明，变质高锰钢开始析出球状析出相，随着时效温度的升高，变质高锰钢的析出相由球状转变为针状析出相，在低温时效情况下，随着时间的延长，析出相也是由球状转变为针状．(a)时效1h(b)时效2h(c)时效3h图１０时效温度为℃４６０不同时效时间下变质高锰钢的显微组织为什么会出现这一情况呢？图５的球状析出相和针状析出相的透射照片（ＴＥＭ）说明了这一点．变质高锰钢在水韧后的组织是过饱和固溶体γ，时效后析出第二相β（（Ｍｎ，Ｆｅ）７Ｃ３）而自身饱和度降低，变成更稳定的固溶体γ′，反应式可以写成γ→γ′＋β，其时效温度和时效时间是脱溶驱动力的决定性因素．随着时效温度的升高和时效时间的延长，脱溶驱动力大大增加，析出相很容易析出，析出的β相可以是稳定相也可以是亚稳定相，但其成分是平衡状态或靠近平衡状态，β的结构越是和基体结构不同，其非共格的比例越大，相应的应变能也就越低，组织越不稳定［１２］．如图５中透射照片所示，球状析出相和针状析出相混合析出在基体上（图５（ａ）和（ｂ））；由光斑可知，球状析出相为面心立方结构（图５（ｃ）和（ｄ）），针状析出相为体心立方结构（图５（ｅ）和（ｆ）），而水韧后的变质高锰钢基体是奥氏体（γ）组织，为面心立方．球状析出相和基体具有较大的应变能，而针状析出相和基体结构不同，其应变能最小，因此，针状析出相与基体的微观应变也最小．这说明，相比球状析出相而言，针状析出相更加稳定；同时也说明，随着时效温度的升高和时效时间的延长，脱溶驱动力增大，析出相由球状转变为针状．为什么变质高锰钢在℃５２０时效１ｈ时，其综合力学性能最好呢？已知变质剂的加入可以使得钢的晶粒细化，晶界数目增多阻碍了位错运动［１３－１４］；析出相可以稳定基体结构和阻碍位错运动，提高位错密度，使位错聚集、堆积，导致位错密度增大［１５］；两者共用作用提高了高锰钢的强度，改善其耐磨性．变质剂的加入明显细化晶粒，但是析出相的析出会产生微观应变，而微观应变的产生会带来综合力学性能方面的影响，微观应变小，可以明显改善综合力学性能．表２是不同时效温度时效１ｈ的Ｘ射线衍射分析结果．由表２可知，随着时效温度的升高，析出相在基体上开始析出，析出相的析出必然会带来微观应变的改变．变质高锰钢在水韧后，其组织是过饱和的奥氏体组织，因此，微观应变很大；而℃４６０时效１ｈ时，有析出相的析出，这可以降低基体的微观应变，但球状析出相不是稳态相，与基体依然有很大的应变能；在℃５２０时效１ｈ时，球状析出相转变为针状析出相，针状析出相比球状析出相要稳定，因此，应变能降低，微观应变有所降低；在℃５８０时效１ｈ时，针状析出相大量析出，必然会引起很大的应变能，增大微观应变．表２变质高锰钢在不同实验条件下的Ｘ射线衍射结果实验条件微观应变／％水韧处理０．５７２０℃４６０时效１ｈ０．１６５３℃５２０时效１ｈ０．０５６０℃５６０时效１ｈ０．１１８７由表２可以看出，微观应变在℃５２０时最小，这很好地解释了新型高锰钢而为何在℃５２０时效１ｈ时，其冲击性能和耐磨性最好的原因，高锰钢的冲击韧性、耐磨性性能和析出相及微观应变有很大的关系．时效温度为℃５２０时，奥氏体基体上针状析出相细小，其硬度有一定的升高；微观应变最小，析出相周围的应力集中也最小，材料的吸收·５１·第６期李良，等：变质高锰钢析出相的演变及力学性能的研究功能力增强，这就必然减少了微观应力．他们的共同作用可以提高高锰钢的韧性和耐磨性，图７、图８及表２都很好地说明了这一点．由此，变质高锰钢最佳时效工艺应使奥氏体基体上析出最耐磨的析出相，同时，析出相的析出并不会使微观应变增大，这样才使得变质高锰钢的综合力学性能最好，其耐磨性最好．４结论１）稀土－低熔点合金变质高锰钢随着时效温度的升高和时效时间的延长，析出相形貌转变为：球状→球状和针状共存→针状，基体发生了珠光体转变；球状析出相为面心立方结构，针状析出相为体心立方结构，针状析出相比球状析出相更加稳定．℃２）５２０时效１ｈ时，微观应变最小，冲击断口形貌中有大量的韧窝，磨损形貌基本没有脆性剥落，综合力学性能最好．４６０和℃５８０时效１ｈ时，冲击断口都没有韧窝的产生，磨损形貌中都有剥落的产生．３）析出相的析出并未使得微观应变增大，为变质高锰钢的最佳时效工艺，此时，综合力学性能最佳，耐磨性最好；本次实验用钢的最佳时效工艺为℃５２０时效１ｈ．参考文献：［１］ＬÜＢ，ＺＨＡＮＧＦＣ，ＬＩＭ，ｅｔａｌ．Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆｐｈｏｓｐｈｏｒｕｓａｎｄｓｕｌｆｕｒｏｎｔｈｅｔｈｅｒｍｏｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｏｆｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０１０，５２７（２１／２２）：５６４８－５６５３．［２］何力，金志浩，卢锦德，等．稀士变质处理及合金化对高锰钢组织结构的影响［Ｊ］．金属热处理学报，２０００，２１（３）：５１－５４．ＨＥＬｉ，ＪＩＮＺｈｉｈａｏ，ＬＵＪｉｎｄｅ，ｅｔａｌ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｒａｒｅｅａｒｔｈｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄａｌｌｏｙｉｎｇｏｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＭｅｔａｌＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，２０００，２１（３）：５１－５４．［３］ＭＥＨＤＩＭＡ，ＳＡＪＪＡＤＪ，ＨＡＳＳＡＮＡ，ｅｔａｌ．Ａｂｒａｓｉｖｅｗｅａｒｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｈｉｇｈｃｈｒｏｍｉｕｍｃａｓｔｉｒｏｎａｎｄｈａｄｆｉｅｌｄｓｔｅｅｌ：ａｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈ，Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１２，１９（４）：４３－５０．［４］ＳＡＮＧＷＯＮＬ，ＪＩＮＫＹＵＮＧＫ，ＳＥＯＫＪＬ，ｅｔａｌ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｎｉｔｒｏｇｅｎｏｎｔｈｅｃｒｉｔｉｃａｌｓｔｒａｉｎｆｏｒｄｙｎａｍｉｃｓｔｒａｉｎａｇｉｎｇ⁃ｉｎｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅ⁃ｔｗｉｎｎｉｎｇｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２０１１，６５（６）：５２８－５３１．［５］ＦＵＨＧ，ＺＯＵＤＮ．Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆｒａｒｅｅａｒｔｈａｎｄａｌｋａｌｉｎｅｅａｒｔｈｏｎｓｐｈｅｒｏｉｄｉｚｉｎｇｏｆｅｕｔｅｃｔｉｃｃａｒｂｉｄｅｓｉｎｌｏｗｔｕｎｇｓｔｅｎｗｈｉｔｅｃａｓｔｉｒｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＲａｒｅＥａｒｔｈｓ，２００４，２２（３）：６８－７２．［６］ＷＵＨＱ，ＳＡＳＡＧＵＲＩＮ，ＭＡＴＳＵＢＡＲＡＹ，ｅｔａｌ．⁃Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｏｆｍｕｌｔｉａｌｌｏｙｅｄｗｈｉｔｅｃａｓｔｉｒｏｎ：ｔｙｐｅａｎｄｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆｃａｒｂｉｄｅｓ［Ｊ］．ＡＦＳＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９９６，１０４：１０３－１０８．［７］ＭＡＺＡＮＣＯＶＡＥ，ＲＵＺＩＡＫＩ，ＳＣＨＩＮＤＬＥＲＩ，ｅｔａｌ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｒｏｌｌｉｎｇｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓａｎｄａｇｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＡｒｃｈｉｖｅｓｏｆＣｉｖｉｌａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１２，１２：１４２－１４７．［８］ＯＷＥＮＷＳ，ＧＲＵＪＩＣＩＣＭ．Ｓｔｅｒａｉｎａｇｉｎｇｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｈａｄｆｉｅｌｄｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒ，１９９９，４７（１）：１１－１２６．［９］吴化，徐珊珊，王淮．变质和时效处理对ＺＧＭｎ１３高锰钢力学性能的影响［Ｊ］．金属热处理，２００９，３４（９）：７８－８２．ＷＵＨｕａ，ＸＵＳｈａｎｓｈａｎ，ＷＡＮＧＨｕａｉ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄａｇｅｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｔｉｅｓｏｆＺＧＭｎ１３ｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＭｅｔａｌｓ，２００９，３４（９）：７８－８２．［１０］何力，金志浩，卢锦德，等．稀土变质处理及合金化对高锰钢组织结构的影响［Ｊ］．金属热处理学报，２０００，２１（３）：５１－５４．ＨＥＬｉ，ＪＩＮＺｈｉｈａｏ，ＬＵＪｉｎｄｅ，ｅｔａｌ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｒａｒｅｅａｒｔｈｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄａｌｌｏｙｉｎｇｏｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＭｅｔａｌＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，２０００，２１（３）：５１－５４．［１１］丁志敏，王树娟，杨芳，等．高锰钢低温时效处理时的组织结构［Ｊ］．材料热处理学报，２００７，２８（增刊１）：３８－４２．ＤＩＮＧＺｈｉｍｉｎ，ＷＡＮＧＳｈｕｊｕａｎ，ＹＡＮＧＦａｎｇ，ｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌｄｕｒｉｎｇ⁃ｌｏｗｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｇｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，２００７，２８（ｓｕｐｐｌ１）：３８－４２．［１２］田荣璋．金属热处理［Ｍ］．长沙：中南大学出版社，２００３．［１３］高忠民，王文宇，徐跃，等．用Ｘ射线线形精练法分析纳米晶体的显微结构［Ｊ］．吉林大学自然科学学报，２００１（１）：７８－８０．ＧＡＯＺｈｏｎｇｍｉｎ，ＷＡＮＧＷｅｎｙｕ，ＸＵＹｕｅ，ｅｔａｌ．Ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌ⁃ｂｙＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｌｉｎｅｐｒｏｆｉｌｅｒｅｆｉｎｅａｎａｌｙｓｉｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＪｉｌｉｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅ，２００１（１）：７８－８０．［１４］郑子樵．材料科学基础［Ｍ］．长沙：中南大学出版社，２００５：５．［１５］ＬＩＨｕａｂｉｎｇ，ＪＩＡＮＧＺｈｏｕｈｕａ，ＦＥＮＧＨａｏ，ｅｔａｌ．Ａｇｉｎｇｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ１８Ｃｒ－１６Ｍｎ－２Ｍｏ－ｌ．ｌＮｈｉｇｈｎｉｔｒｏｇｅｎａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌａｎｄｉｔｓｉｎｆｌｕｅｎｃｅｓｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈ，Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１２，１９（８）：４３－５１．（编辑程利冬）·６１·材料科学与工艺第２２卷