正火预处理对高速犁用28MnB5钢组织及力学性能的影响

黄 豪，倪豪豪，鞠玉琳，袁志钟，郭 顺，常亚南，汪东发

(1. 江苏大学 材料科学与工程学院，江苏 镇江 212013；
2. 郑州市龙丰农业机械装备制造有限公司，河南 郑州 450000)

农业是国民经济的基础，农业机械化对促进国民经济的全面、健康及可持续发展具有重要的战略意义。随着农业机械化进程的不断加快，以高速犁为代表的农机装备正朝向高效率和高寿命方向发展。目前，国内外农机领域一般将作业速度能够达到10 km/h以上的犁称为高速犁[1-3]。然而，随着高速犁的作业速度逐渐加快，犁体运行时所受到的来自土壤、砂石及根块的冲击和摩擦也随之增大，这将进一步提高对高速犁体材料的强度及韧性要求[4-5]。

在国产高速犁行业发展初期，65Mn钢凭借其较高的淬硬性在犁体制造领域被广泛应用。为了充分利用65Mn钢的高淬硬性特性，生产企业通常对其采用淬火-低温回火工艺来获得具备片状马氏体+残留奥氏体组织的入土部件。由于高C含量的片状马氏体组织硬度较高而韧性较低，极易导致65Mn钢入土部件在作业速度逐渐加快的服役环境中发生断裂[6]。此外，65Mn钢在实际热处理过程中，如果冷轧退火、淬火和淬火保护气氛等工艺参数设置不合理，易产生脱碳而使工件在淬火过程中发生畸变，严重影响高速犁的犁体曲面参数，导致其在作业过程中的阻力增大[7]。综上所述，研究和开发具备高强韧性的新型高速犁体用材料已经成为高速犁领域的重要研究方向。在此背景下，国内先进高速犁制造企业开始选用28MnB5钢制备高速犁入土部件。与传统65Mn钢相比，微量B元素的添加显著提升了28MnB5钢的淬透性[8-9]。同时，相对较低的碳含量可确保28MnB5钢淬火后获得韧性较好的板条马氏体。值得注意的是，在企业实际生产过程中，28MnB5钢经传统淬火-回火(Q-T)工艺处理后，其组织由原始热轧板材中的珠光体和铁素体转变为回火板条马氏体和极少量的残留奥氏体，但仍存在板条马氏体尺寸粗大且分布不均匀的问题，无法充分发挥出28MnB5钢所具备的高强度和高韧性潜力。因此，本文以28MnB5钢作为研究对象，通过在淬火-回火工艺前增加正火热处理工艺(即正火-淬火-回火(N-Q-T)工艺)，弱化热轧板材中存在的带状组织并细化晶粒，获得强度和韧性均优于Q-T态的N-Q-T态28MnB5钢。在此基础上，本文通过对N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢进行显微组织观察和力学性能测试，从细晶强化角度对N-Q-T态28MnB5钢强度和韧性提高的原因进行了深入分析，阐明了28MnB5钢经正火-淬火-回火工艺处理后的微观组织与强韧性之间的内在关联机制，有助于新型农业机械材料的开发及热处理工艺改进。

试验材料取自28MnB5钢热轧板材(供货态，12 mm厚)和实际生产的高速犁入土部件(Q-T态)，采用电感耦合等离子光谱发生仪(ICP)测得其化学成分如表1所示。在热轧板材上线切割出尺寸为φ7 mm×70 mm的圆棒试样，用Gleeble-3500热模拟试验机测得28MnB5钢的奥氏体转变开始温度(Ac1)、奥氏体化转变终了温度(Ac3)、马氏体转变开始温度(Ms)和马氏体转变终了温度(Mf)分别为712、830、383和279 ℃(如图1所示)。热轧板材试样和高速犁入土部件的热处理工艺参数如表2所示。

在Instron-8801万能试验机上，采用标距为25 mm，截面为2 mm×5 mm的板状拉伸试样沿轧制方向以1 mm/min 的拉伸速率进行单轴拉伸试验，并用标距为

表1 28MnB5钢的化学成分(质量分数，%)

图1 28MnB5钢的线膨胀曲线Fig.1 Linear dilatometric curves of the 28MnB5 steel

表2 28MnB5钢热处理工艺参数

25 mm的引伸计精确测量应变。在室温条件下，采用NI300型冲击试验机对尺寸为55 mm×10 mm×10 mm的标准夏比V型缺口试样进行冲击试验。硬度试验在FR-3E数显洛氏硬度计上进行，加载载荷为1470 N；
保压时间10 s，每个试样测试5次取平均值。使用4%硝酸酒精溶液对试样进行腐蚀，并使用Leica光学显微镜(OM)和FEI NovaNano450扫描电镜(SEM)对试样进行显微组织表征，最后采用ImageJ软件统计原奥氏体晶粒平均尺寸和板条马氏体平均宽度。将腐蚀后的金相试样重新抛光后去除腐蚀层，在SmartlabXRD仪上利用Co靶测定试样的相组成。N-Q-T 态28MnB5钢经机械研磨和抛光后，使用配比为高氯酸∶酒精=1∶9 (体积比)的电解抛光液在室温下进行电解抛光，并在配备有Oxford-EBSD成像系统的Gemini SEM 300型场发射扫描电镜上进行马氏体取向成像分析，扫描步长为0.06 μm。

2.1 显微组织对比分析

为了明确正火工艺对28MnB5钢显微组织的影响，对热轧态28MnB5钢采用了正火处理，并与供货态28MnB5钢热轧板材进行显微组织对比，其结果如图2所示。从图2(a)可以看出，28MnB5钢热轧板材沿轧制方向产生了较为明显的非均匀二次带状组织，该组织由先共析铁素体带(白色)和珠光体带(黑色)相互堆叠而成。与热轧组织相比，28MnB5钢经正火处理后的带状组织明显弱化(见图2(b))，且先共析铁素体和珠光体组织更加细小均匀。这主要归因于正火处理有利于钢中的合金元素充分固溶到晶粒内部，有效地缓解了成分偏析。同时，由于正火处理的冷却速度较快，晶粒无法长大，因此获得了尺寸较小的晶粒[10]。

图2 28MnB5钢热轧板材(a)和正火处理后(b)的OM图Fig.2 OM images of the hot rolled(a) and normalized(b) 28MnB5 steel

图3为N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的原奥氏体晶粒OM图像及板条马氏体的SEM图像。从图3(a, b)可以看出，N-Q-T态28MnB5钢的原奥氏体晶粒粗大，且存在晶粒尺寸不均匀的情况(混晶现象)。但与Q-T态相比，N-Q-T态28MnB5钢的原奥氏体晶粒明显细小均匀。经统计，N-Q-T态28MnB5钢的晶粒尺寸范围为0～20 μm，平均晶粒尺寸为7.0 μm，Q-T态28MnB5钢的晶粒尺寸范围为5～30 μm，平均晶粒尺寸为9.0 μm。

图3 28MnB5钢的原奥氏体晶粒(a,b)及马氏体板条组织(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

刘宗昌[11]对影响奥氏体晶粒长大因素的研究结果表明，奥氏体晶粒细化主要与第二相析出物阻碍其晶界迁移有关：

(1)

式中：P为第二相颗粒对单位面积晶界的阻力；
f为颗粒的体积分数；
r为颗粒的半径；
γ为界面能。

通过在28MnB5钢的淬火-回火工艺前加入正火预处理工艺，有利于细化晶粒并提高钢中C、Cr和Mn等元素的均匀性，使28MnB5钢在后续淬火过程中产生更多尺寸细小且分布均匀的碳化物，即与Q-T态相比，N-Q-T态28MnB5钢具有更大的γ值和f值及更小的r值[12]。由式(1)可知，与Q-T态相比，N-Q-T态28MnB5钢在奥氏体化加热和保温过程中所受的晶界迁移阻力更大，更有利于获得细小的奥氏体晶粒。

由图3(c,d)可以看出，N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的组织均为板条马氏体，其中Q-T态28MnB5钢中的板条马氏体粗大，且其长轴方向趋于一致(见图3(d))。与Q-T态不同，N-Q-T态28MnB5钢中的马氏体板条短小且块区明显，同时分布也更加均匀。经统计，N-Q-T态28MnB5钢的马氏体板条平均宽度约为0.9 μm，低于Q-T态(1.5 μm)，这主要归因于原奥氏体晶粒尺寸的减小导致单位体积内马氏体的形核点数量增加，减弱了马氏体相变的“迟滞”现象，从而提高了板条马氏体的形核率[13]。

图4为N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的XRD图谱，可以看出，N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的(110)α、(200)α和(211)α峰值均较为明显。同时，由于N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢中残留奥氏体含量极低且常规XRD测试仪器分辨率有限，因此在两者的XRD图谱中并没有观察到残留奥氏体的衍射峰，这表明28MnB5钢具有优良的淬透性。而从N-Q-T态28MnB5钢的EBSD表征结果(见图5)可观察到板条马氏体(红色)间仍伴有微量残留奥氏体(黄色)组织，并且该类型残留奥氏体一般呈薄膜状沿板条马氏体晶界(黑线)分布，这主要归因于板条间奥氏体中的C原子富集及马氏体协作变形增强了奥氏体的化学稳定性和力学稳定性[14]。

由图4中28MnB5钢各衍射峰半高宽(FWHM)测试结果可以看出，N-Q-T态28MnB5钢各衍射峰的半高宽均大于Q-T态。Holzwarth等[15]研究表明，晶粒尺寸与衍射峰半高宽之间遵循Scherrer关系：

(2)

式中：βL为衍射峰半高宽；
λ为入射波波长；
L为平均晶粒尺寸；
θ为Bragg衍射角；
k通常取0.9[16]。由此可见，基于N-Q-T态28MnB5钢各衍射峰具有更大的半高宽，表明其平均晶粒尺相对Q-T态的更细小，这与其微观组织(见图3)表征结果一致，进一步说明正火-淬火-回火工艺有利于细化28MnB5钢的板条马氏体组织。

图4 28MnB5钢的XRD图谱Fig.4 XRD patterns of the 28MnB5 steel

图5 N-Q-T态28MnB5钢中残留奥氏体分布的EBSD表征Fig.5 EBSD analysis of retained austenite distribution in the N-Q-T 28MnB5 steel

2.2 板条马氏体取向差对比分析

图6为N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的板条马氏体取向差统计分布图，可以看出，N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢中的板条马氏体间大角度晶界(>45°)的取向差均主要分布在58.5°～59.5°之间，其中N-Q-T态中的大角度晶界占比(34.9%)显著高于Q-T态(25.1%)，表明正火-淬火-回火工艺有利于提高28MnB5钢中的大角度晶界含量。图7为N-Q-T态28MnB5钢的BC图(Band contrast map)，其中由白线标记的取向差为1.5°～2.5°的晶界零散分布于马氏体板条内部，这是在马氏体形成时与基体协作变形的结果[16]，而由黄线标记的取向差为58.5°～59.5°的晶界连续分布于板条马氏体块之间。研究表明[17-18]，通过提高板条马氏体之间的大角度晶界占比，有助于阻止解理裂纹的扩展，从而提高材料的韧性。

图6 28MnB5钢的板条马氏体取向差统计分布Fig.6 Misorientation statistical distribution of lath martensite in the 28MnB5 steel

图7 N-Q-T态28MnB5钢的BC图(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 力学性能对比分析

图8和表3为N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的应力-应变曲线和力学性能参数。可以看出，N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢在拉伸过程中均表现出连续屈服特征，其中N-Q-T态的屈服强度可达1408 MPa，抗拉强度约为1691 MPa，显著高于Q-T态28MnB5钢(屈服强度和抗拉强度分别为1270 MPa和1592 MPa)。由Hall-Petch关系定性分析可知，细化晶粒可显著提高钢材的强度，其主要是通过减小晶粒尺寸来提高单位体积内的晶界面积，导致位错运动受到强烈阻碍，从而实现强度的提高。根据Hall-Petch公式，细晶强化对屈服强度的贡献σG具体可表示为[19]：

(3)

式中：kG为比例系数，取9.33 MPa·mm-1/2[19]；
d为原奥氏体平均晶粒尺寸，根据图3(a)为7.0 μm。由式(3)计算可得，细晶强化对N-Q-T态28MnB5钢屈服强度的贡献约为112 MPa。

图8 28MnB5钢的应力-应变曲线Fig.8 Stress-strain curves of the 28MnB5 steel

表3 28MnB5钢的力学性能

由表3可以看出，N-Q-T态28MnB5钢的断后伸长率(5.7%)高于Q-T态(4.3%)，说明经正火-淬火-回火工艺处理后的28MnB5钢具有更高的拉伸塑性。在N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的单轴拉伸过程中，尺寸较大的板条马氏体束晶界(Q-T态28MnB5钢，见图3(d))易产生较大的应力和应变集中。当变形进行至局部变形阶段时，上述应力和应变集中部位极易萌生孔洞和沿晶界开裂而降低拉伸塑性。反之，当奥氏体晶粒细化时，马氏体板条束直径和长度均较小(N-Q-T态28MnB5钢，见图3(a, c))，晶粒间产生协调变形，提高了变形的均匀化程度，从而提高了材料的拉伸塑性[20]。

另外，由表3还可以看出，N-Q-T态28MnB5钢的冲击吸收能量(62.1 J)显著高于Q-T态(35.2 J)。冲击性能的提高主要与裂纹扩展受阻有关。其中，马氏体晶界附近的残留奥氏体晶粒数量、尺寸、分布及力学稳定性是影响裂纹扩展的关键因素之一。当裂纹穿过马氏体板条并在板条晶界处接触到如图5所示的残留奥氏体时，其可能继续进入残留奥氏体或偏转至另一条不同的路径。前者在残留奥氏体中会引起应变诱导马氏体相变，后者将导致裂纹延长，这两种情况均可提高材料的韧性。N-Q-T态28MnB5钢中的板条马氏体组织细化(见图3(c))导致其大角度晶界含量显著增加(见图6)，有助于产生更多更细、力学稳定性更高的残留奥氏体晶粒，从而间接地提高材料的韧性[18]。

1) 28MnB5钢经正火-淬火-回火(N-Q-T)和淬火-回火(Q-T)工艺后的组织均以板条马氏体为主。不同的是，N-Q-T态28MnB5钢的马氏体板条细小且分布均匀，平均宽度约为0.9 μm，显著低于Q-T态的1.5 μm。EBSD测试结果表明，N-Q-T态28MnB5钢的马氏体板条间大角度晶界占比为34.9%，明显高于Q-T态的25.1%。

2) 与Q-T态相比，N-Q-T态28MnB5钢的屈服强度、抗拉强度、断后伸长率和冲击吸收能量均得到显著提高。其中屈服强度由1270 MPa提升至1408 MPa；
抗拉强度由1592 MPa提升至1691 MPa；
断后伸长率由4.3%提升至5.7%，冲击吸收能量由35.2 J提升至62.1 J。这主要归因于N-Q-T态28MnB5钢中细小且均匀分布的板条马氏体所产生的细晶强化效果。此外，由于N-Q-T态28MnB5钢具有更高的大角度晶界占比，有利于产生更多尺寸细小且力学稳定性高的残留奥氏体来阻碍裂纹的扩展，显著提高28MnB5钢的冲击性能。