随着冶金、矿山等行业不断出现大型设备,如采矿、破碎、挖掘等设备,其耐磨配件重达几吨到几十吨。高锰钢作为耐磨材料,在抵抗大冲击载荷作用下的磨料磨损或凿削磨损性能是其它材料所无法比拟的。然而传统高锰钢(Hadfield steel)由于屈服强度和初始硬度低等原因,在中低载荷下不能完全发挥其本身的特性往往因变形而报废,不能满足这些大型厚壁耐磨件的要求。虽然出现一些多元合金钢、高铬铸铁等,在使用过程中也能表现出良好的耐磨性,但多元合金钢生产工艺相对较复杂,且高铬铸铁成本相对较高。近年来,高锰、高铝的轻质Fe-Al-Mn-C合金钢因具有优异的综合力学性能引起了国内外学者的关注。Fe-Al-Mn-C合金钢有诸多优点,包括低成本、低密度、低磁性、高耐蚀性和高强度,被广泛应用在航空航天、汽车、船舶建造和医用材料等领域^[1-3]。据文献报道,每增加1%(质量分数)的铝,Fe-Al-Mn-C合金钢与传统高锰钢相比密度约降低1.3%左右^[4-6]。因此Fe-Al-Mn-C合金钢能降低其耐磨配件的重量,达到节能减排的目的。

国内外诸多学者对高锰、高铝的轻质Fe-Al-Mn-C合金钢的耐蚀性、硬化机理以及析出行为有较多研究。结果表明^[7-11],该合金钢的耐蚀性随着铝含量的增加而增加(Al 6.5%~8.5%),并认为Fe-Al-Mn-C合金钢在一定温度时效处理后晶内析出的碳化物会阻碍位错的运动,提高Fe-Mn-Al合金钢的抗拉强度,但会降低加工硬化率和断后伸长率。而在耐磨方面,Acselrad等^[12]和Abbasi等^[13]分别对Fe-28Mn-8.5Al-1C钢热轧后的磨损性能以及含1.2%Al(质量分数)铸态高锰钢的磨损行为进行研究,结果表明Fe-Mn-Al-C合金钢的耐磨性与304不锈钢的相当。然而,目前对高锰-高铝的铸态奥氏体耐磨钢的耐磨性及其磨损机理的研究相对较少。为此,本文以目前广泛使用的Mn13Cr2为对比材料,对自主研发的Fe-24Mn-7Al-1.0C耐磨钢,分别研究经水韧处理和水韧处理+时效处理后的冲击磨损性能以及磨损机理,从而为Fe-Al-Mn-C奥氏体耐磨钢的进一步推广应用提供参考依据。

1 实验材料及方法

1.1 试样及组成

实验所选用材料为实验室自主研发的新型轻质奥氏体耐磨钢(Fe-24Mn-7Al-1.0C),对比材料为高锰钢(Mn13Cr2),其主要化学成分(以质量分数计)如表1所示。

实验材料经铸造后从本体线切割磨损、冲击、拉伸的试样毛坯(本文毛坯的试样尺寸均为12 mm×12 mm×65 mm)。其中高锰钢的热处理工艺为：1050℃保温1 h水韧处理(为了便于与实验钢对比,仅按照GB/T5680-2010要求采用水韧处理);新型轻质奥氏体耐磨钢热处理工艺分为两种：(1)1050℃保温1 h水韧处理;(2)1050℃保温1 h水韧处理+550℃保温1、2、3、4 h时效处理。最后将试样毛坯精加工成10 mm×10 mm×30 mm的冲击磨损试样,圆形横截面直径d₀=5 mm、原始标距L₀=5d₀的比例拉伸试样,及10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口的标准冲击试样。

1.2 冲击磨损试验

采用MLD-10冲击磨损试验机,其结构原理如图1所示。上试样以200次/min做往复冲击运动,下试样为圆环形对磨试样,厚度为15 mm,外圆直径为50 mm,内圆直径为30 mm。下试样为45钢(C0.44%,硬度为55 HRC)。冲锤质量为10 kg,上试样冲击次数为200次/min,下试样转速为200 r/min;磨料尺寸为1.5~2.36 mm的精制石英砂,磨料的流量为40 kg/h;试样冲击磨损1 h后,通过0.1 mg精度电子天平称重,称重前用丙酮溶液和纯酒精在超声波中清洗。每组试验重复3次,以其平均值计为磨损结果。

利用DMAX-RB型旋转阳极X射线衍射仪(XRD,Cu靶)对时效前后以及冲击磨损后的试样进行相组成分析,工作电压为40 kV,工作电流为150 mA。磨损前的金相样采用4%硝酸酒精(体积分数)溶液侵蚀,用Axio Imager M2m型显微镜进行观察显微组织。用配备了X射线能谱仪(EDS)的Zeiss Ultra 55型扫描电镜(SEM)观察磨损前、后微观组织形貌。将磨损后的试样因冲击变形而导致边部凸起的部位切掉,并采用金相抛光机对磨损面抛光(不用砂纸预磨),对其磨损面进行布氏硬度测量。最后垂直冲击方向切取用于透射电镜分析的试样,经机械双面减薄后,再使用双喷电解减薄技术获得金属薄膜试样,采用JEM-2100型透射电镜(TEM)观察其显微组织精细结构。

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图1   冲击磨损试验机结构原理图

Fig.1   Schematic diagram of the impact tester

2 实验结果

2.1 显微组织与力学性能

Mn13Cr2钢经1050℃水韧处理后以及Fe-24Mn-7Al-1.0C钢经1050℃水韧和水韧+时效(550℃)工艺处理后的力学性能如表2所示。从表2可以看出,轻质奥氏体Fe-24Mn-7Al-1.0C钢经水韧后的抗拉强度、屈服强度、冲击韧性以及断后伸长率均大于Mn13Cr2钢的;轻质奥氏体Fe-24Mn-7Al-1.0C钢水韧后经550℃时效1 h后,其力学性能不仅完全优于Mn13Cr2钢,而且比仅采用水韧的屈服强度提高22%、硬度提高16%,且有良好的冲击韧性和断后伸长率;但经过长时间时效(3 h),虽然其硬度和屈服强度比只有水韧的大大改善(分别提高39%、68%),但也降低了冲击韧性和断后伸长率。

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图2   Mn13Cr2和Fe-24Mn-7Al-1.0C的真实应力-应变曲线和加工硬化曲线

Fig.2   True stress-strain curves (a) and corresponding dσ/dε curves (b) of Mn13Cr2 and Fe-24Mn-7Al-1.0C

图2给出了Mn13Cr2和不同工艺热处理后Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的试样拉伸真实应力-应变曲线和加工硬化曲线。从图2a可以看出,真应力随着真实应变的增大而增大,近似于线性关系。对真实应力-应变曲线求导得到两种钢的加工硬化曲线(θ=dσ/dε),如图2b所示。图2b右上角为水韧处理后两钢种的加工硬化曲线对比结果。可以看出Mn13Cr2钢加工硬化曲线可以分为两段,第一个阶段：变形初期加工硬化速率随着应变的增加而迅速降低(真应变至0.06);第二阶段：加工硬化速率进入相对平缓的波动期,变化范围为1560~1673 MPa。但水韧处理后的Fe-24Mn-7Al-1.0C钢加工硬化速率曲线完全不同于Mn13Cr2钢,其加工硬化速率可以分为四个阶段,第一阶段：随着应变的增加迅速降低至真应变为0.03(此时加工硬化速率为1560 MPa);之后进入第二阶段：其加工硬化速率迅速随着应变的增加而逐渐增加,直至真应变为0.21(加工硬化速率达到最大值2041 MPa);此时的加工硬化速率进入定值的第三阶段(此阶段的真应变为0.21~0.28);而第四阶段的加工硬化速率随着应变增加而降低。另外,还发现Mn13Cr2钢在水韧处后试样变形初期(真应变小于0.06时,)加工硬化速率较Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的略高,但随应变的增大而迅速下降,导致其断后伸长率较低。当应变大于0.06时,Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的加工硬化率明显大于Mn13Cr2钢的。值得注意的是Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在时效后(有第二相粒子析出),其加工硬化速率与无时效的相比要降低310(时效1 h)~660 MPa(时效4 h);Cho等^[14]研究了时效对奥氏体基轻质Fe-28Mn-9Al-0.8C钢的组织和变形行为的影响,认为随着时效时间的增加析出碳化物的尺寸和体积分数增加,使得滑移带的形成活性降低(平面滑移带的形成与位错剪切碳化物有关),进而降低了加工硬化速率。从图2b还可以看到,Fe-24Mn-7Al-1.0C钢时效1 h后在真应变为0.13左右后的加工硬化速率仍大于Mn13Cr2钢的;而在时效2~4 h后与Mn13Cr2钢有相当的加工硬化速率,但此时其硬度和强度却远远大于Mn13Cr2钢的。

两钢种的显微组织如图3所示,以下所有图注中的Q代表水韧,Q-A代表水韧+时效。从图3a,b可以明显地看出两种钢均为单相奥氏体组织,而Fe-24Mn-7Al-1.0C钢时效3 h后在晶界处发现大量的粗大的碳化物,经EDS分析表明为高Mn、高Fe、高Al的碳化物,如图3d所示。晶界处的粗大碳化物脱落而形成的脱落坑,如图3c右上角放大区域所示。

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图3   Mn13Cr2和Fe-24Mn-7Al-1.0C的显微组织形貌

Fig.3   Microstructures of (a) Mn13Cr2 and (b) Fe-24Mn-7Al-1.0C (Q), (c) SEM image of Fe-24Mn-7Al-1.0C (Q-A /3 h), (d) EDS results of ‘A’ in Fig.c

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图4   不同热处理工艺条件下Fe-24Mn-7Al-1.0C的基体组织及选区电子衍射花样

Fig.4   (a,c,e) Morphologies and (b,d,f) selected area diffraction patterns of matrix of Fe-24Mn-7Al-1.0C

after different heat treatments (a ,b) Q; (c, d) Q-A / 1 h; (e) Q-A /3 h; (f) Q-A /4 h

图4为Fe-24Mn-7Al-1.0C钢时效前后基体组织形貌变化情况及选区衍射斑点。Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在水韧处理后并没有发现碳化物,如图4a,b所示。从550℃时效1 h后的TEM图以及选区衍射花样可发现纳米级析出物的衍射斑点,如图4c,d所示。该析出物为(Fe, Mn)₃A1C,具有L'1₂结构的κ-碳化物^[15]。随着时效时间的增加,细小κ-碳化物不仅会在奥氏体晶粒内生长,还在奥氏体晶界处发生非均相沉淀而长大^[5]。当时效时间为4 h后发现在奥氏体晶界处存在粗大的碳化物,如图4f所示。结合表2的结果认为：在550℃时效一定的时间后析出纳米级的(Fe, Mn)₃A1C的κ-碳化物改善了基体的硬度和强度;当时效4 h后在晶界处粗大的κ-碳化物严重恶化了Fe-24Mn-7Al-1.0C钢冲击韧性。

图5为Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在时效前后的XRD分析结果,通过XRD分析进一步验证(Fe, Mn)₃A1C析出物是时效后析出,并非水韧处理时留下。从图5可以看出,水韧处理后的基体并没有发现有析出物或有序相的衍射峰,该结果与图4a组织形貌相符。经550℃时效1 h后在34°出现(110)κ的衍射峰,时效时间增加至2 h后在27°左右发现κ-碳化物分解的一种(Fe/Mn)₃Al有序相(D0₃)的峰;并且时效2 h以后的(110)κ峰强度强于时效1 h的。在其他角度并没有发现有序相和碳化物的峰,这与一些轧态(固溶处理后)的Fe-Mn-Al-C钢的分析结果不同^[16]。

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图5   不同热处理工艺条件下Fe-24Mn-7Al-1.0C的XRD

Fig.5   XRD spectra of Fe-24Mn-7Al-1.0C after different heat treatments

2.2 冲击磨损性能

材料的耐磨性通常以磨损率的倒数来表示^[17]：

ε=1W(1)

式中,W为材料在单位时间或单位运动距离内产生的磨损量(g/h或g/m)。如把Mn13Cr2作为标准试样,则相对耐磨系数ϵ(无量纲)可作为相对耐磨性指标表示：

ϵ=α/β(2)

其中,α和β分别为标样和实验样的磨损重量。

图6为Mn13Cr2和Fe-24Mn-7Al-1.0C的耐磨性以及相对耐磨性的对比分析结果,其中Fe-24Mn-7Al-1.0C钢是在水韧处理以及水韧处理+550℃不同时间时效后进行冲击磨损实验的。Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在低冲击载荷0.5 J下,无论水韧处理后还是水韧处理+时效后的耐磨性均比Mn13Cr2的高,其中在550℃时效1 h后获得最好的耐磨性(1.79 g^-1),为Mn13Cr2的1.40倍。水韧处理后Mn13Cr2钢的初始硬度较实验钢的高;但在真应变大于0.06时,Fe-24Mn-7Al-1.0C钢拥有更高的加工硬化速率(且其加工硬化速率随着应变的增加而递增至1673~2041 MPa);而Mn13Cr2钢的加工硬化速率仅在1560~1673 MPa波动,因此Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在经过小变形后,材料磨损表面能迅速硬化,且随着冲击变形量的增加其硬化能力增强,使得Fe-24Mn-7Al-1.0C钢即使在低冲击载荷下拥有比Mn13Cr2钢有更高的耐磨性。

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图6   Mn13Cr2和Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的耐磨性以及相对耐磨性

Fig.6   (a) wear resistance and (b) relative wear resistance of Mn13Cr2 steel and Fe-24Mn-7Al-1.0C steel (Q)

然而更长时间时效后Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的耐磨性并没有像表2中其屈服强度和硬度呈现出上升的趋势,反而在2h后的耐磨性趋于平稳,在2~4 h时效后的相对耐磨性为Mn13Cr2的1.30~1.33倍。虽然在550℃长时间(2~4 h)时效可以提高新型轻质高锰钢的硬度、屈服强度及抗拉强度,但会降低其冲击韧性和加工硬化速率,其耐磨性较时效1 h的相比降低7%左右。Fe-24Mn-7Al-1.0C钢时效后与仅采用水韧处理的耐磨性相比均有提高(分别提高22.6%、13%、13%、13%)。在不考虑加工硬化前提下,提高材料的初始硬度(时效1~4 h后硬度分别提高了15.6%、32.2%、39.0%、48.7%)和强度(时效1~4 h后屈服强度分别提高22.2%、54.0%、68.2%、79.9%)是提高材料的耐磨性的一种有效的手段。然而,针对拥有较强的加工硬化能力的Fe-24Mn-7Al-1.0C钢而言,其加工硬化速率也是影响其磨损过程硬化的最为关键的因素。水韧处理以及时效1~4 h后的磨损硬度增量与磨损前初始硬度(205HB)相比分别提高了74.1%、59.5%、33.5%、27.8%、20.7%,其磨损硬度的增量随着时效时间增加而降低,进而直接地降低其耐磨性。该结果说明Fe-24Mn-7Al-1.0C钢完全可利用高温时效手段提高基体的硬度和强度,进而来改善耐磨性,但时效会降低其加工硬化速率进而降低耐磨性。而影响加工硬化速率和冲击韧性的根本原因是由于析出相的存在。为了进一步分析影响耐磨性的因素,对两钢种进一步观察其磨损表面形貌以及亚表层的微观组织。

3 分析讨论

3.1 冲击磨损机理分析

图7显示出了Mn13Cr2钢和Fe-24Mn-7Al-1.0C钢经石英砂冲击磨损后的磨损表面形貌SEM照片。在Mn13Cr2钢的磨损表面可以看到挤压塑性变形的特征,并观察到由于冲击力作用下出现了切削(Cutting)、剥落坑(Peeling pit),在较平整的区域可以看到犁沟(Groove),在犁沟坑的周围产生不均匀塑性变形唇。另外,还可以看到磨料被嵌入磨损面的现象(Abrasive),以及在切削面内还发现在磨料的继续作用下形成二次犁沟,如图7a所示。Fe-24Mn-7Al-1.0C钢经水韧处理后的磨损机制以犁沟和剥落坑为主,并没有出现切削凿坑现象,在较平整区域的犁沟深度比Mn13Cr2钢的更浅。这与Fe-24Mn-7Al-1.0C钢有更高的Mn和Al含量分不开,Mn和Al均是提高高锰钢加工硬化能力的元素^[18]。虽然Fe-24Mn-7Al-1.0C钢水韧处理后的其初始硬度较Mn13Cr2钢低,但拥有较高的加工硬化能力,即使在低载荷工作条件下,也能使其表面快速硬化,进而拥有较高耐磨性。

Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在时效后的磨损表面除了切削犁沟外,还观察到因剥层磨损而导致的分层坑,如图7c所示。时效后的Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的初始硬度随着时效时间的增加而增加(237~308 HB),且高于Mn13Cr2钢;其磨损表面的犁沟明显变浅,且塑性变形区和剥落坑减少,这也很好表明了Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在时效后具有更好的耐磨性。值得注意的是在更长时效时间(2~4 h)后的冲击磨损表面除了观察到犁沟、剥落坑、分层坑外,在时效4 h的磨损表面还观察到在晶界处有较大的脱落坑(Peeling off),如图7f所示。其原因是由于晶界处大量粗大的碳化物不仅降低了加工硬化速率,还减低了材料的冲击韧性,因此在冲击条件下晶界处形成微裂纹而使碳化物破碎,进而形成脆性块状脱落加剧其磨损量,降低了耐磨基体的均匀性。

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图7   水韧处理后的Mn13Cr2以及不同热处理工艺处理后的Fe-24Mn-7Al-1.0C的冲击磨损表面形貌SEM像

Fig.7   SEM morphologies of worn surfaces of (a) Mn13Cr2 (Q) and Fe-24Mn-7Al-1.0C with different process treatments of (b) Q;(c) Q-A /1 h; (d) Q-A /2 h; (e) Q-A /3 h; (f) Q-A/4 h

3.2 加工硬化机理分析

为了揭示两钢种的硬化机制,分别对其亚表面的微观结构进行分析。图8为Mn13Cr2和Fe-24Mn-7Al-1.0C钢磨损亚表面TEM形貌照片。从8a可以清楚看到在Mn13Cr2亚表面形成大量的层错、高密度位错墙以及凌乱分布的位错线。Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的硬化机制完全不同于Mn13Cr2的。水韧处理后的冲击磨损亚表面主要以泰勒晶格、位错线以及高密度位错缠结为主;并在奥氏体基体内观察到大量的滑移带,不同滑移系统滑移系统在{111}γ中发生相交角度为60°左右滑移带交割,这是由于高层错能材料的位错具有较高的三维可移动性,滑移带容易发生交割^[19]。这些滑移带包含不同的平均位错密度,表明塑性变形沿着主滑移系统,当次滑移开始时,便会使位错形态转换成平面错位阵列形式排布即所谓的泰勒晶格^[20]。作为一种低能量的位错结构,通常出现在非晶胞形成金属(Non-cell forming metal)材料变形的初始阶段^{[21, 22]},如图8b所示。

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图8   水韧处理后的Mn13Cr2以及不同热处理工艺处理后的Fe-24Mn-7Al-1.0C 的冲击磨损亚表面形貌TEM像

Fig.8   TEM morphologies of worn sub-surfaces of (a) Mn13Cr2 (Q ) and Fe-24Mn-7Al-1.0C with different process treatments of (b) Q; (c) Q-A /1 h; (d) Q-A/2 h; (e) Q-A /3 h; (f) Q-A/4 h

Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在时效1 h后的磨损亚表面发现在泰勒晶格之间形成高密度位错缠结,组成泰勒晶格的位错结构的间距为50~100 nm,并没有观察到位错胞和孪晶,且组成泰勒晶格的位错密度明显大于水韧处理后的位错密度,如图8c所示。结合图4c的结果可以看出,在时效后基体弥散析出的纳米尺寸的(Fe, Mn)₃AlC κ-碳化物能够提供足够多的有效障碍来阻碍位错运动。试样在冲击磨损过程中,一旦基体发生塑性变形,则位错在运动过程中需克服因κ-碳化物而形成的能量势垒,此时大量位错在同一滑移面会被激活,而被激活的位错有助于先前的位错克服能量势垒。位错在运动过程中,位错线因受阻呈弯曲状而绕过硬质点,有利于减少切削和凿坑磨损。如若没有短程有序相形成的障碍物,则位错在同一滑移面更容易滑移,即所谓的平面滑移软化^[23]。当碳化物尺寸细小时,在塑性变形中需要更多有效的滑移带来容纳塑性应变。然而随着时效时间的增加,κ-碳化物尺寸和体积会不断增加,位错与κ-碳化物相遇并剪切它们的机会将增大。在这种情况下,变形过程中只需形成少量的滑移带,因此变形会相对更容易进行。其表现结果为磨损亚表面的位错泰勒晶格的位错密度相对减少,如图8e所示。图8f为共面的位错形成高度有组织的网状结构,其位错排列间距为400~600 nm。值得注意的是,Fe-24Mn-7Al-1.0C钢时效前后的冲击磨损亚表面均未发现层错、孪晶以及马氏体,主要是因为Fe-24Mn-7Al-1.0C钢含有较高的提高层错能的Mn和Al元素,使得Fe-24Mn-7Al-1.0C钢有较高的层错能。众所周知,层错能的大小决定着变形过程中的塑性变形机制。层错能由如下理论公式^[24]估算：

γSEF=2ρΔGγ→ε+2σ(3)

式中,△G^γ→ε为γ_fcc→ε_hcp相间自由能差;ρ为{111}面的摩尔面堆积密度;σ为γ/ε的界面能。根据文献^[25]得知,ρ=2.94×10^-5 molm^-2,σ=9 mJm^-2。根据文献^{[23, 25]}在298.15 K时提供的计算公式,计算得到新型Fe-24Mn-7Al-C钢和Mn13Cr2钢的γ_fcc→ε_hcp吉布斯自由能差分别为839.1 Jmol^-1和144.1 Jmol^-1。把该数值带入公式(3)中,得到Fe-24Mn-7Al-C钢和Mn13Cr2钢的层错能分别为67.3 mJm^-2和26.5 mJm^-2。文献[26]研究结果表明,当18≤γ_SFE≤45 mJm^-2时为孪晶变形机制;γ_SFE≤18 mJm^-2且摩尔吉布斯自由能为负值时,发生马氏体相变γ_fcc→ αbcc'Ms,或γ_fcc→ εhcpMs;当γ_SFE≤12 mJm^-2时发生γ_fcc→ εhcpMs→ αbcc'Ms转变;当γ_SFE超过45 mJm^-2,应变硬化主要通过位错滑移机制。在低冲击载荷实验条件下,低层错能的Mn13Cr2钢的冲击磨损后的亚表面仅观察到大量的层错和高密度位错,并未观察到孪晶的存在,该现象与其应变量较小有着密切的关系。Karaman等^[27]已证明传统高锰钢在低应变量下仅仅形成层错,且两层堆垛层错是形变孪晶的形核核心;只有当工程应变量在5%~10%之后才会形成孪晶。而新型轻质奥氏体钢的层错能大于45 mJm^-2,其加工硬化行为应表现为位错滑移机制,均与本实验结果完全相符。

4 结论

(1) Fe-24Mn-7Al-1.0C在1050℃水韧处理后为单相奥氏体,拥有较高的加工硬化率,其耐磨性是Mn13Cr2的1.14倍。

(2) Fe-24Mn-7Al-1.0C在550℃时效1 h后由于纳米级的κ-碳化物析出,其耐磨性为Mn13Cr2的1.40倍;更长时间时效后(2~4 h),虽然能提高初始硬度和屈服强度,但由于碳化物的数量和体积增加,导致其冲击韧性和加工硬化速率降低,进而降低了其耐磨性。

(3) Mn13Cr2钢在本实验条件下硬化机制为层错以及凌乱分布的位错,而Fe-24Mn-7Al-1.0C钢在水韧处理后的硬化机制为泰勒晶格,时效1 h后其硬化机制为泰勒晶格以及间距在50~100 nm的高密度位错墙;Fe-24Mn-7Al-1.0C钢时效前后的冲击磨损亚表面均未发现层错、孪晶以及马氏体。

(4) Mn13Cr2钢的磨损机制为切削、剥落坑和犁沟。经水韧处理后Fe-24Mn-7Al-1.0C钢的磨损机制以犁沟和剥落坑为主;550℃时效1 h,其磨损机制表现为切削犁沟外和分层坑;而在时效4 h的磨损表面在晶界处存在较大的脱落坑。

The authors have declared that no competing interests exist.