·908· 工程科学学报，第37卷，第7期 粒细化了近4倍 高，-20℃夏比冲击功从29.4J提高到37.6J,在相 2.2材料性能 同的磨损情况下1钢的绝对磨损量为0.0341g,2钢 1*和2钢的力学性能及磨损性能见表2.添加少 的绝对磨损量降低到0.0329g,抗磨损性提高了 量的Nb,硬度提高了HB9,冲击性能得到明显的提 3.5% 表2实验钢的力学性能和磨损性能 Table 2 Mechanical and wear properties of experimental steels 实验钢 硬度，HB 冲击功/(Jcm1) 磨损前质量，m%/g 磨损后质量，m,g 磨损量，m/g 1# 521.4 29.4 0.9443 0.9102 0.0341 2# 530.1 37.6 0.9661 0.9332 0.0329 韧性提高的主要原因是组织的细化.Wang等☒ 河流花样多而不连续，导致裂纹扩展时所吸收的能量 研究了17 CrNiMo6钢原始奥氏体晶粒的大小与U型 高，所以加入微量的Nb明显提高低合金耐磨钢的冲 缺口冲击韧性的关系，奥氏体晶粒从199μm细化到6 击韧性. um,韧性提高了近8倍.为了研究断裂机理，统计了 硬度提高的主要原因是晶界强化、位错强化和析 马氏体块的大小，并且比较了不同奥氏体晶粒尺寸下 出强化.Grange等系统研究了不同合金元素和不 马氏体块与脆性断裂面大小的关系，指出脆性断裂的 同碳含量对淬火和淬火+回火热处理钢的硬度影响， 最小单位为马氏体块，可见板条马氏体的韧性与马氏 在淬火+回火钢中，当回火温度低于204℃时，合金元 体块尺寸有关.一般将马氏体块作为低碳马氏体的有 素对硬度的影响几乎可以忽略，马氏体的硬度主要取 效晶粒尺寸，原始奥氏体晶粒D。>10m时，马氏体块 决于马氏体钢中含碳量.马氏体的晶体结构为过饱和 大小D=0.34D。+5.34,原始奥氏体晶粒细小，在随 碳的固溶体，200℃回火后，碳原子偏聚在位错附近 后的相变过程中，决定脆性断裂所需能量的马氏体块 或固溶在α体内引起晶格的畸变，强化了马氏体基 尺寸成比例的减小，2钢的组织细小，马氏体块细小， 体，使其具有高硬度和强度的特性.Prawoto等的研究 所以韧性提高 了不同的原始奥氏体晶粒尺寸对淬火后的马氏体形态 本实验中的断裂机制见图5.图5(a)和(b)分别 的影响.研究表明，随着奥氏体晶粒尺寸的减小，硬度 为1*和2钢的冲击断口形貌。1和2钢的断裂机制主 和位错密度增加.同时认为硬度的增加，主要是位错 要为准解理断裂和部分韧性断裂.韧性断裂主要是典 强化和晶界强化，表现为位错密度的提高和大角度晶 型的卵形韧窝，准解理断裂中存在细小河流花样的脆 界数量的增加.在奥氏体化过程中，析出大量NbC颗 性断裂和一部分塑性变形的撕裂棱，舌状花样断裂主 粒，硬质的第二相有助于基体硬度的提高.1和2*实 要存在于低温或者高冲击的断口中，准解理的裂纹源 验钢中，2钢的组织比1钢的组织细小，位错强化和晶 主要在马氏体的内部产生.从图5(a)所标出的封闭 界强化提高，同时析出大量的硬质第二相，所以2钢 圆形区域可以看出，晶粒内部形成空穴，萌生裂纹源， 的硬度高于1*钢 然后裂纹沿着一定的晶体学平面扩展网，河流花样呈 磨损性能标准主要参照硬度和韧性a,韧性和硬 现从中心向四周发散的现象.对比图5(a)和(b)发 度的提高有助于耐磨性能的提高.图6(a)和(b)分别 现，2钢中的断裂刻面要比1钢中的断裂刻面尺寸小， 为1和2实验钢经磨损实验后表面形貌照片.由图可 图5冲击断口形貌.(a)1*钢：(b)2钢 Fig.5 Morphology of impact fractures:(a)Steel 1;(b)Steel 2*工程科学学报，第 37 卷，第 7 期 粒细化了近 4 倍． 2. 2 材料性能 1# 和 2# 钢的力学性能及磨损性能见表 2． 添加少 量的 Nb，硬度提高了 HB 9，冲击性能得到明显的提 高，－ 20 ℃ 夏比冲击功从 29. 4 J 提高到 37. 6 J，在相 同的磨损情况下 1# 钢的绝对磨损量为 0. 0341 g，2# 钢 的绝对磨损量降低到 0. 0329 g，抗 磨 损 性 提 高 了 3. 5% ． 表 2 实验钢的力学性能和磨损性能 Table 2 Mechanical and wear properties of experimental steels 实验钢 硬度，HB 冲击功/( J·cm － 1 ) 磨损前质量，m0 /g 磨损后质量，mg /g 磨损量，m/g 1# 521. 4 29. 4 0. 9443 0. 9102 0. 0341 2# 530. 1 37. 6 0. 9661 0. 9332 0. 0329 韧性提高的主要原因是组织的细化． Wang 等［12］ 研究了 17CrNiMo6 钢原始奥氏体晶粒的大小与 U 型 缺口冲击韧性的关系，奥氏体晶粒从 199 μm 细化到 6 μm，韧性提高了近 8 倍． 为了研究断裂机理，统计了 马氏体块的大小，并且比较了不同奥氏体晶粒尺寸下 马氏体块与脆性断裂面大小的关系，指出脆性断裂的 最小单位为马氏体块，可见板条马氏体的韧性与马氏 体块尺寸有关． 一般将马氏体块作为低碳马氏体的有 效晶粒尺寸，原始奥氏体晶粒 D0 ＞ 10 μm 时，马氏体块 大小 Dm = 0. 34D0 + 5. 34，原始奥氏体晶粒细小，在随 后的相变过程中，决定脆性断裂所需能量的马氏体块 尺寸成比例的减小，2# 钢的组织细小，马氏体块细小， 所以韧性提高． 图 5 冲击断口形貌． ( a) 1# 钢; ( b) 2# 钢 Fig． 5 Morphology of impact fractures: ( a) Steel 1# ; ( b) Steel 2# 本实验中的断裂机制见图 5． 图 5( a) 和( b) 分别 为 1# 和 2# 钢的冲击断口形貌． 1# 和 2# 钢的断裂机制主 要为准解理断裂和部分韧性断裂． 韧性断裂主要是典 型的卵形韧窝，准解理断裂中存在细小河流花样的脆 性断裂和一部分塑性变形的撕裂棱，舌状花样断裂主 要存在于低温或者高冲击的断口中，准解理的裂纹源 主要在马氏体的内部产生． 从图 5( a) 所标出的封闭 圆形区域可以看出，晶粒内部形成空穴，萌生裂纹源， 然后裂纹沿着一定的晶体学平面扩展［13］，河流花样呈 现从中心向四周发散的现象． 对比图 5 ( a) 和( b) 发 现，2# 钢中的断裂刻面要比 1# 钢中的断裂刻面尺寸小， 河流花样多而不连续，导致裂纹扩展时所吸收的能量 高，所以加入微量的 Nb 明显提高低合金耐磨钢的冲 击韧性． 硬度提高的主要原因是晶界强化、位错强化和析 出强化． Grange 等［14］系统研究了不同合金元素和不 同碳含量对淬火和淬火 + 回火热处理钢的硬度影响， 在淬火 + 回火钢中，当回火温度低于 204 ℃ 时，合金元 素对硬度的影响几乎可以忽略，马氏体的硬度主要取 决于马氏体钢中含碳量． 马氏体的晶体结构为过饱和 碳的 α 固溶体，200 ℃回火后，碳原子偏聚在位错附近 或固溶在 α 体内引起晶格的畸变，强化了马氏体基 体，使其具有高硬度和强度的特性． Prawoto 等［15］研究 了不同的原始奥氏体晶粒尺寸对淬火后的马氏体形态 的影响． 研究表明，随着奥氏体晶粒尺寸的减小，硬度 和位错密度增加． 同时认为硬度的增加，主要是位错 强化和晶界强化，表现为位错密度的提高和大角度晶 界数量的增加． 在奥氏体化过程中，析出大量 NbC 颗 粒，硬质的第二相有助于基体硬度的提高． 1# 和 2# 实 验钢中，2# 钢的组织比 1# 钢的组织细小，位错强化和晶 界强化提高，同时析出大量的硬质第二相，所以 2# 钢 的硬度高于 1# 钢． 磨损性能标准主要参照硬度和韧性［16］，韧性和硬 度的提高有助于耐磨性能的提高． 图 6( a) 和( b) 分别 为 1# 和 2# 实验钢经磨损实验后表面形貌照片． 由图可 · 809 ·