在國家節(jié)能減排、綠色環(huán)保及可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略下，以降消耗、長壽命為核心的耐磨鋼，因資源節(jié)約與成本控制優(yōu)勢，廣泛應用于冶金、建材等領域，為經(jīng)濟建設與可持續(xù)發(fā)展提供重要支撐，其主要分為非合金鋼、低合金鋼和合金鋼三類。
相較于普通碳素鋼，低合金鋼因綜合質(zhì)量高、力學性能優(yōu)及經(jīng)濟效益顯著，成為耐磨鋼的重要發(fā)展方向，其產(chǎn)品質(zhì)量與品種更是衡量國家工業(yè)實力和材料技術水平的關鍵指標。但當前低合金鋼服役中力學與耐磨性能不足，易致零部件過早失效，甚至引發(fā)安全事故，提升其性能成為材料領域核心課題。研究表明，大多現(xiàn)有低合金鋼維氏硬度不足600，低硬度帶來低耐磨性，難以滿足復雜工程需求，開發(fā)新材料迫在眉睫。低合金鋼強化機制主要有固溶、細晶、第二相及形變強化，當前研究聚焦整合這些機制，結合實際工況制備高硬高韌高耐磨材料。
硅（Si）是低合金鋼成分設計的關鍵元素：一方面通過固溶強化提升基體強硬度，阻礙位錯運動；另一方面優(yōu)化顯微組織，促進強韌性組織形成、抑制脆性相析出，還能提升抗氧化耐腐蝕性，且成本低、來源廣，符合綠色經(jīng)濟要求。但Si含量需精準控制：≤1.0wt.%時，隨含量增加強硬度提升，對韌性影響?。?gt;1.5wt.%則易致晶格畸變過度、脆性相生成，使韌性塑性下降，甚至引發(fā)脆性斷裂。
基于此，本研究在1.0wt.%~1.5wt.%之間選擇2組代表性成分，以提升低合金鋼性能為目標，通過顯微組織分析、力學性能測試及動載磨料磨損模擬，探究磨損機制，為低合金鋼后續(xù)研究提供參考。
Part1材料與表征
1.1 材料
被測低合金鋼采用Y型CO2硬化水玻璃砂型（根據(jù)ASTM A781/A781-M95）制備，圖1為標準試塊形狀示意圖。通過電弧爐熔煉制備，熔煉溫度通常在1550℃以上，澆注溫度為1480~1520℃，隨后澆注成Y型鑄錠。對進行清砂、打磨處理后的鑄件進行強韌協(xié)同熱處理，具體工藝如下：900℃×0.5h→油淬+低溫回火300℃×2h→空冷至室溫，均在試塊底端取樣。使用X射線熒光光譜儀（SPECTROMaXx）測量低合金鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)），如表1所示。便于區(qū)分，兩種低合金鋼ZG50Ni2SiCrMo和ZG50Ni2Si2CrMo分別命名為A1和A2。
1.2 表征
采用快走絲線切割機（DK7750）切取預磨金相試樣，經(jīng)拋光處理后，試樣尺寸為10mm×10mm×10mm，兩種試樣均用4.0vol%硝酸酒精腐蝕。采用萊卡金相顯微鏡（DM3000）和臺式掃描電鏡（Phenom XL）分析顯微組織形貌特征。采用X射線衍射儀（UltimaIV），測量速度2（°）/min，進行物相分析。采用電子透射顯微鏡（FEI-Talos-F20X）觀察微觀組織，進一步說明低合金鋼微觀組織情況。采用HXD-1000TMSC/LCD型數(shù)字式顯微硬度計（根據(jù)GB/T 230.1—2018），載荷為50gf，加載時間為15s，進行顯微硬度測試；采用HBRVU-187.5型布洛維光學硬度計（根據(jù)GB/T 4340.1—2024），測試試樣的硬度分布情況。采用JBW-300HC型儀器化擺錘沖擊試驗機（根據(jù)GB/T3808—2018），對不同材料V型缺口標準沖擊試樣進行沖擊韌性測試，設備原理示意圖如2（a）所示。
試驗機標稱能量為300J、分辨力為0.01J，每種材料測試4個標準試樣，求平均值得到?jīng)_擊吸收能量值。采用WDW-300HC型微機控制電子萬能試驗機進行拉伸試驗（根據(jù)GB/T 228.1—2021），室溫下拉伸速度為0.05 mm/min，每種試樣平行測試3個標準試樣，取平均值求得試樣的抗拉強度。
1.3 動載磨料磨損試驗
采用MLD-10型動載磨料磨損試驗機進行試驗。設備原理示意圖見圖2（b），試驗機參數(shù)如表2所示。
將標準下試塊安裝在試驗機的固定位置，它將作為一種摩擦副材料。當摩擦副與試樣接觸，加載時接觸面上的局部應力會引起塑性變形，持續(xù)運行的過程就是最終的磨損過程。下試塊的材質(zhì)為45號鋼，宏觀HRC硬度約為48~50。采用快走絲線切割機（DK7750）切取預磨下試樣，經(jīng)過表面處理后，獲得標準試樣尺寸為10 mm×10 mm×30 mm，并且與下試塊磨損的界面為Φ50 mm的凹面（根據(jù)T/CFA 010604-3-2016），并安裝在沖擊錘的固定位置。每次測試完畢后，均以酒精在高功率數(shù)控超聲清洗器（KQ-800KDE）里超聲清洗并吹干，用精確度為0.0001 g的分析天平（GL124i-1SCN）稱重；采用臺式掃描電鏡（Phenom XL）對試樣的磨損表面進行觀察，分析試樣的磨損特點，確定其磨損機制。
Part2結果與討論
2.1 顯微組織
圖3和圖4分別表示低合金鋼的XRD圖譜和顯微組織圖。兩種低合金鋼核心物相為γ-Fe、α-Fe與Fe3C。γ-Fe作為高溫相在室溫下若以殘余形式存在，可通過相變誘導塑性效應改善合金韌性，而α-Fe則為基體提供基本強度支撐，F(xiàn)e3C作為硬質(zhì)第二相，其分布形態(tài)與尺寸直接決定第二相強化效果。結合圖4顯微組織可知，A1、A2試樣以回火馬氏體為基體，回火馬氏體由馬氏體經(jīng)回火轉變形成，兼具高強度與一定韌性，而彌散分布的細小碳化物在此基礎上進一步發(fā)揮強化作用—碳化物顆?？勺璧K位錯運動，當位錯在應力作用下遷移時，需繞過或切過碳化物顆粒，從而消耗更多能量，顯著提升合金硬度與耐磨性，這與XRD中Fe3C物相的存在形成微觀—宏觀性能的對應閉環(huán)。
A2比A1低合金鋼的碳化物相對較多，除了C元素和Mo元素生成的灰色碳化物外，有部分C元素和Cr元素形成的白亮色碳化物。進一步探尋低合金鋼的微觀組織，對A1和A2低合金鋼做電子透射分析，如圖5所示，包含了TEM顯微照片和基體所對應的選區(qū)衍射圖。圖5（a1）、（b1）和（c1）分別代表了A1低合金鋼的明場相、暗場相和基體所對應的衍射圖。A1低合金鋼組織由回火板條馬氏體和殘余奧氏體組成，并沒有發(fā)現(xiàn)較多的析出相碳化物，在晶界處可以發(fā)現(xiàn)大量的位錯塞積，并且大多位錯方向垂直于晶界方向，晶界起到了阻礙位錯運動的作用，具有位錯強化的作用。同時，根據(jù)截線法測量出板條馬氏體的寬度為61.4 nm?？梢钥闯?，板條馬氏體條間距離較小，進一步起到了細晶強化的作用，細晶強化是指通過晶粒粒度的細化來提高金屬的強度，極大地增強了材料的強度和硬度。除此之外，殘余奧氏體薄膜的存在進一步增強了材料的韌性和塑性，使材料具有較好的綜（a1）-（c1）A1低合金鋼；（a2）-（f2）A2低合金鋼合力學性能，最終影響材料的耐磨性。
與此同時，圖5（a2-f2）是A2低合金鋼的TEM圖。其中圖5（a2）、（b2）和（c3）分別代表了A2低合金鋼的明場相、暗場相和基體所對應的衍射圖。
A2低合金鋼主要由大量間距較均等的板條馬氏體和一些殘余奧氏體組成，并且在板條間有較為明顯的大量位錯塞積，位錯與晶界垂直，晶界起到了阻礙位錯運動的作用，通過位錯強化了材料的強度和硬度。利用截線法對板條馬氏體進行測量，平均板條寬度為47.5 nm，起到了細晶強化的作用。與此同時，板條間的殘余奧氏體增加了低合金鋼的韌性和塑性，在低合金鋼具有較高強度和硬度的同時，保證了低合金鋼具有一定的塑性和韌性，使低合金鋼具有較好的綜合力學性能，最終影響鋼的耐磨性。在試驗過程中，發(fā)現(xiàn)了一些顆粒狀析出相，TEM照片圖如5（e2）所示，形狀比較規(guī)則，通過對析出相做電子衍射和EDS，電子衍射如圖5（d2）和（f2）所示，由EDS可以判定析出相為2.83% C與10.44% Cr、6.71% Mo、80.01% Fe所形成的較高硬度的碳化物。因此，對A2低合金鋼而言，析出碳化物以彌散強化的方式進一步提高了鋼的硬度和強度，彌散強化是指一種通過在均勻材料中加入硬質(zhì)顆粒的一種材料的強化手段。結合細晶強化、位錯強化和固溶強化，四大強化機制都使得A2低合金鋼的力學性能和耐磨性能有了較大幅度的提高。
2.2 硬度試驗
采用HBRVU-187.5型布洛維硬度計和HXD-1000TMSC/LCD型數(shù)字式顯微硬度計分別對A1和A2低合金鋼進行宏觀硬度和顯微硬度的測試，結果分別如圖6（a）和（b）所示。洛氏硬度和維氏硬度試驗具有操作簡單、迅速特點，硬度值可以直接讀出，因而廣泛用于此類材料的檢驗。由圖可知，A1低合金鋼的宏觀HRC硬度為55.3，A2低合金鋼的宏觀HRC硬度為57.3。相比之下，A2比A1低合金鋼的宏觀硬度提高了3.5%。A1低合金鋼的基體顯微HV硬度為606.0，而A2鋼的顯微HV硬度為650.6。相比之下，A2比A1低合金鋼的顯微硬度提高了7.4%。
如圖4所示，A1與A2低合金鋼的顯微組織均由板條馬氏體、殘余奧氏體及碳化物構成。相較于A1鋼，A2鋼中觀察到更多碳化物析出相。此現(xiàn)象歸因于硅作為非碳化物形成元素，其在基體中的富集會提高碳活度，從而促進合金碳化物在回火過程中發(fā)生彌散析出。硬質(zhì)碳化物均勻彌散分布于馬氏體基體中，可有效釘扎位錯并阻礙其滑移，產(chǎn)生顯著的二次相彌散強化效應。該強化機制是A2低合金鋼宏觀硬度與顯微硬度高于A1低合金鋼的關鍵原因。
2.3 沖擊試驗
采用JBW-300HC型儀器化金屬擺錘沖擊試驗機對A1和A2低合金鋼進行沖擊韌性的檢測，示意圖如圖2（a）所示。試驗結果和沖擊斷口形貌如圖7所示。在沖擊載荷下，由于載荷的能量性質(zhì)使整個承載系統(tǒng)承受沖擊能。因此，機件與機件相連物體的剛度都直接影響沖擊過程中的持續(xù)時間，從而影響加速度和慣性力的大小。由于沖擊過程持續(xù)時間很短而測不準確，難以按慣性力計算機件內(nèi)的應力，故機件在沖擊載荷下所受的應力，通常是假定沖擊能全部轉換成機件內(nèi)的彈性能，再按能量守恒法計算。最終得到，A1低合金鋼的沖擊吸收能量為6.95J，A2低合金鋼的沖擊吸收能量為7.20J，A1和A2低合金鋼的沖擊吸收能量基本一致。
根據(jù)試驗結果可知，鋼中殘余奧氏體的存在使得沖擊吸收功得以維持在特定范圍，從而滿足低沖擊功工況下的實際應用需求。由圖7（b）和（c）可見，A1與A2低合金鋼的沖擊斷口均呈現(xiàn)準解理特征：A1鋼斷口形貌由撕裂棱、解理臺階及河流花樣構成；A2鋼斷口則由韌窩、撕裂棱與河流花樣組成。對比分析表明，A2試樣斷口中韌窩特征較之A1試樣更為顯著，表明其具有更優(yōu)異的韌性。其機制在于：鋼中由硅元素穩(wěn)定的殘余奧氏體，在沖擊載荷或拉伸應力作用下可發(fā)生馬氏體相變，即相變誘導塑性效應。該相變過程能夠吸收大量能量，有效緩解局部應力集中，從而顯著抑制裂紋的萌生與擴展，最終實現(xiàn)高強度狀態(tài)下材料塑韌性協(xié)同性能的提升。
2.4 拉伸試驗
采用WDW-300HC型微機控制電子萬能試驗機在室溫下對不同狀態(tài)試樣進行拉伸試驗。通過此試驗機對A1和A2低合金鋼進行拉伸試驗，材料的真應力—真應變曲線如圖8（a）所示。從圖中可以看出，屈服階段不明顯，A1低合金鋼當位移到2.7mm左右時，拉伸力達到峰值，試樣迅速斷裂。A2低合金鋼當位移到3.5mm左右時，拉伸力達到峰值，試樣同樣也迅速斷裂，A1和A2低合金鋼都沒有出現(xiàn)明顯頸縮現(xiàn)象，具有脆性斷裂特征。通過計算可知，A1低合金鋼的抗拉強度為1695.0 MPa，A2低合金鋼的抗拉強度為1912.7 MPa。相比A1低合金鋼的抗拉強度，A2低合金鋼提高了12.8%。A2鋼的平均板條馬氏體寬度（47.5 nm）明顯小于A1鋼（61.4 nm），基于Hall-Petch理論，材料的屈服強度與晶粒尺寸（此處表征為板條寬度）的平方根成反比。因此，A2鋼中更為細小的板條馬氏體組織直接貢獻了顯著的細晶強化增量。同時，板條細化導致晶界面積增加，這些晶界成為阻礙位錯運動的有效屏障。圖5表明A2鋼板條界處存在明顯高密度的位錯塞積，該現(xiàn)象產(chǎn)生了顯著的位錯強化效果，上述機制是A2低合金鋼強度高于A1低合金鋼的主要因素。
對A1和A2低合金鋼的拉伸斷口進行SEM的檢測，如圖8（b）和（c）所示，A1低合金鋼的斷口基本微觀特征為韌窩、撕裂棱、舌狀花樣和河流花樣，屬于準解理斷裂。A2低合金鋼的斷口基本微觀特征為韌窩、撕裂棱和舌狀花樣，無河流花樣出現(xiàn)，屬于準解理斷裂。同樣，從拉伸斷口形貌來看，A2試樣韌窩特征較A1試樣明顯。
2.5 動載磨料磨損試驗
采用MLD-10型動載磨料磨損試驗機對A1和A2低合金鋼進行動載磨料磨損試驗，示意圖如圖2（b）所示。試驗分別采用兩種沖擊功進行試驗，分別為1.0J和4.5J。當機件表面接觸并發(fā)生相對運動時，因存在磨粒而導致材料損失的現(xiàn)象，定義為磨損。在沖擊功作用下，預磨30 min后對試樣進行150min的沖擊磨料磨損試驗，計算出磨損失重，結果如圖9所示。1.0J作用時，A1低合金鋼磨損失重為0.7122g，A2低合金鋼磨損失重為0.626 3g，相比較A1低合金鋼的磨損失重，A2低合金鋼減少了13.7%。4.5J作用時，A1低合金鋼磨損失重為0.819 7g，A2低合金鋼磨損失重為0.7908 g，相比較A1低合金鋼的磨損失重，A2低合金鋼減少了3.6%。用磨損失重量來表示材料的耐磨性，磨損量越小，則耐磨性越高。因此，A2比A1低合金鋼具有更好的耐磨性。
采用SEM對沖擊斷口進行觀察，斷口形貌如圖10所示。圖10（a1）和（c1）分別為A1低合金鋼在1.0 J沖擊功下的磨損形貌和亞表層，圖10（b1）和（d1）分別為A1低合金鋼在4.5 J沖擊功下的磨損形貌和亞表層。圖10（a2）和（c2）分別為A2低合金鋼在1.0 J沖擊功下的磨損形貌和亞表層，圖10（b2）和（d2）分別為A2低合金鋼在4.5 J沖擊功下的磨損形貌和亞表層。從圖10（a1）和（b1）可以看出，磨損表面主要是深而長的犁溝和剝落坑，剝落坑較大且分散，在剝落坑周圍有細小的微裂紋存在。A2試樣的斷口形貌如圖10（a2）和（b2）可以看出，犁溝明顯變得淺而且平坦，存在一些剝落坑。
采用SEM對磨損面的亞表層進行觀察，如圖10所示。磨損面在正應力和切應力的共同作用下，磨損界面上出現(xiàn)大量微裂紋，隨著裂紋的萌生和擴展，最終形成了剝落坑。相比于在1.0J沖擊功下的磨損，4.5J沖擊功時的磨損產(chǎn)生的亞表層裂紋比較寬，并且產(chǎn)生的剝落情況較為明顯。這是因為在高沖擊功下，材料所受到的應力增大，導致產(chǎn)生的裂紋和剝落坑更寬更大。
材料的耐磨性，尤其是在動載磨料磨損條件下，是硬度與韌性協(xié)同作用的結果。A1和A2低合金鋼組織主要都為板條馬氏體，模擬工況環(huán)境沖擊力（1.0J和4.5J）較小，磨損都以表面顯微切削為主，疲勞剝落為輔。A2鋼的高硬度能有效抵抗磨粒的壓入與切削，而其高韌性則能抑制亞表層微裂紋的擴展與宏觀剝落坑的形成。這種優(yōu)異的強韌性匹配使其在“顯微切削為主，疲勞剝落為輔”的磨損機制下，表現(xiàn)出比A1鋼更優(yōu)越的綜合耐磨性能?？梢灶A測在更高沖擊工況環(huán)境中，A2低合金鋼由于韌性較高、硬韌性匹配良好等，使用安全性提高，具有較大技術優(yōu)勢。A1和A2低合金鋼的磨損形式是顯微切削犁溝和疲勞剝落產(chǎn)生的剝落坑。磨料磨損過程可能是磨料對摩擦表面產(chǎn)生的切削作用、塑性變形和疲勞破壞作用的結果。無論是在1.0J還是4.5J沖擊功下，兩種低合金鋼的磨損形式都是以顯微切削為主，疲勞剝落為輔，其磨損機制主要為磨料磨損、疲勞磨損。
Part3結論
（1）A1和A2低合金鋼的物相包括：α-Fe、γ-Fe、M3C，顯微組織由均勻細小的回火馬氏體、殘余奧氏體和碳化物組成?；鼗瘃R氏體呈現(xiàn)板條型，平均板條寬度分別為61.4nm和47.5nm，A2鋼的板條狀馬氏體尺寸較為細小均勻。
（2）A2低合金鋼的板條馬氏體更加細小，意味著隨著組織細化，合金強度得以提高。并且A2低合金鋼中有碳化物析出相，高硬度碳化物能夠進一步提高鋼的強度，促使A2低合金鋼的力學性能相比于A1鋼進一步提高。
（3）A2低合金鋼相比于A1低合金鋼具有較高的硬度和韌性，使得A2低合金鋼具有更高的耐磨性。在不同的沖擊功下，A1和A2低合金鋼的磨損形式均以顯微切削為主，疲勞剝落為輔；其磨損機制主要為磨料磨損和疲勞磨損。
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