压下率对真空热轧NM360/Q345R复合板微观组织和拉伸断口的影响

成慕华, 黄庆学, 赵广辉, 马立峰

(山西省冶金设备设计理论与技术重点实验室 太原重型机械装备协同创新中心 太原科技大学，太原 030024)

压下率对真空热轧NM360/Q345R复合板微观组织和拉伸断口的影响

成慕华, 黄庆学, 赵广辉, 马立峰

(山西省冶金设备设计理论与技术重点实验室 太原重型机械装备协同创新中心 太原科技大学，太原 030024)

采用真空热轧法轧制NM360/Q345R复合板，借助光学显微镜、扫描电镜和元素能谱分析等手段，对压下率分别为30%、50%、70%和80%时的复合板进行了界面微观组织和拉伸断口分析.结果发现：复合界面平直，耐磨钢侧发生明显的脱碳现象，随着压下率增加，脱碳层厚度减小；当压下率为30%和50%时，界面附近有长条状或黑色点状夹杂物，经EDS分析为Mn和Si的氧化物，这些夹杂物的存在对界面结合质量有严重影响，拉伸断裂后复合界面出现明显的分层开裂；当压下率达到70%时，界面结合紧密，未发现孔洞和裂纹，断裂面上有大量明显韧窝，拉伸断口为典型韧性断裂方式.

NM360/Q345R；压下率；微观组织；拉伸断口

磨损、腐蚀和断裂并列为金属机械零件失效的三大方式，我国每年因磨损消耗的金属材料已达300万t以上[1].现代工业迫切需要能在恶劣磨损工况下有效工作的工件.在保证机械部件强度、刚度和抗疲劳等性能的前提下，如何提高材料表面的耐磨性，成为研究开发的热点[2].耐磨复合钢板的出现极大地满足了人们对材料耐磨性能的要求，它是一种采用复合技术生产的耐磨复合材料，在设计上综合了耐磨合金和基体材料的优点，并弥补了各自的不足，具有单一金属或合金无法比拟的优异综合性能，因此被广泛应用于各个工业领域[3-11].

耐磨复合板大都采用堆焊工艺，由于堆焊过程中基体受热不均匀，温度场梯度大，容易引起较大的焊接残余应力及变形；而且堆焊层表面粗糙，加工困难[12].

本实验采用真空热轧法轧制复合板，使待结合界面处于高真空状态，然后在高温下加热并保温一段时间，最后在轧机强大的轧制力和高温热的双重作用下，使基层和复层金属实现牢固的冶金结合.该方法具有较高的生产效率，低污染，低能耗[13]，且复合率高.迄今为止，对耐磨钢-碳钢的复合钢板研究较少.邱俊等[14]研究了NM450D耐磨钢-Q235B碳钢复合板的轧制和热处理工艺对组织和性能的影响；龚闯伟[15]对耐磨钢-碳钢复合轧制工艺进行了研究.

众所周知，轧制压下率对材料组织和力学性能有重要的影响.对于轧制层状复合材料，轧制压下率对界面的复合情况、材料界面组织和力学性能的改变，更是至关重要.本文将对真空制坯，不同压下率热轧后的NM360/Q345R复合板界面金相组织和拉伸断口形貌进行分析，借助超景深和扫描电镜研究压下率对微观组织的影响；采用扫描电镜，观察确定了拉伸断口的形貌，分析了压下率对断口形貌的影响.

1 实验材料及方法

本实验轧制双层NM360/Q345R复合板，以NM360作为复层，以Q345R作为基层.NM360钢和Q345R化学成分见表1.

表1 Q345R和NM360化学成分(质量分数)

首先，将实验所用NM360和Q345R板坯进行表面处理，除去附着在待结合表面的氧化铁皮等杂质，直至表面露出光亮新鲜的金属.本实验采用钢丝刷角磨机打磨待结合表面，直至待结合面表面光亮，用这种机械方式清理表面氧化膜，能使待结合表面产生一定的粗糙度，有利于金属纯表面接触和能量的集中，从而建立较多的初结合点[16].接着，用无水乙醇清洗已打磨的待结合面，除去表面的附着物和油污，再用吹风机吹干.然后，迅速进行组坯，组坯方式为将处理过的NM360和Q345R两块板相对叠放在一起，用氩弧焊将四周焊合，同时将抽真空管焊接在结合面处.最后，用真空扩散泵对实验板坯抽真空，当真空度达到1.0×10-3Pa时，在高温下将抽真空管热压封口.

本实验所用NM360厚3 mm，Q345R厚10 mm.将NM360/Q345R复合板坯预先加热到1 200 ℃，保温10 min，取出板坯进行轧制实验，轧制速度为0.2 m/s，压下率分别为30%、50%、70%和80%，轧后空冷至室温.具体的板坯尺寸和轧制工艺参数如表2所示.

表2 轧制复合工艺参数

为研究微观组织，借助电火花快速线切割机床，将不同压下率轧制后的NM360/Q345R复合板，沿轧制方向切取10 mm×8 mm规格试样，试样经粗磨、细磨和抛光处理，为便于观察结合界面，用4%的硝酸酒精溶液腐蚀结合界面.最后用超景深、扫描电镜(ZIESS SIGMA FE-SEM)观察分析复合板结合界面的微观组织形态.

为研究拉伸断口形貌，根据国标GB/T 6396-2008《复合钢板力学及工艺性能实验方法》，沿平行于轧制方向取拉伸试样，在拉伸实验机上以1 mm/min的速度做拉伸实验，试样断裂后，用扫描电镜观察拉伸断口形貌，分析断裂行为，并确定拉伸断裂类型.

2 实验结果与讨论

2.1 界面微观组织观察

图1为不同压下率的复合板复合界面超景深观察结果，界面上面为Q345R，下面为NM360.如图1所示，复合板结合界面平直，耐磨钢侧的晶粒尺寸明显大于碳钢侧晶粒尺寸，在复合界面处未出现孔洞等缺陷，晶粒分布均匀，说明该实验条件下复合板坯均能通过轧制实现界面的复合.Q345R钢侧主要由铁素体+珠光体组成，图1可见靠近界面处Q345R钢侧存在大量黑色连续的带状物质，经分析这些物质为珠光体组织，随着轧制压下率的增加，珠光体组织从粗大向细小转变.在耐磨钢侧有一定程度的脱碳现象，这是由于耐磨钢的碳质量分数大于碳钢侧碳的质量分数，所以耐磨钢侧的碳原子向碳钢侧扩散.进一步分析观察可知，随着压下率的增加，耐磨钢侧脱碳层的宽度在减小.尽管高温有助于碳原子的扩散，由于热轧过程时间短，热轧过程中，扩散层的厚度的变化主要与高温塑性变形有关，从而使得扩散层沿轧制方向延伸，因此扩散层减薄[17].同时，随着变形程度的增加，复合界面附近的晶粒沿轧制方向被拉长，基层和复层的晶粒尺寸在不断较小，这是在因为大的塑性变形和热的共同作用下，晶粒发生了再结晶现象，细化了晶粒，有助于复合板力学性能的提高.当压下率达到70%时，由于扩散作用和再结晶作用双重影响，复合界面两侧组织接近相同，复合界面的结合效果最优，此时的复合板结合强度较高.

图1 光学显微镜下NM360/Q345R复合板界面组织Fig.1 The OM of microstructure oninterface of NM360/Q345R composite(a)—30%压下率； (b)—50%压下率； (c)—70%压下率； (d)—80%压下率

图2 NM360/Q345R复合板界面SEM观察结果Fig.2 SEM of microstructure on interface of NM360/Q345R composite(a)—30%压下率； (b)—50%压下率； (c)—70%压下率； (d)—80%压下率

图3 NM360/Q345R复合板EDS扫描结果Fig.3 EDS of particles on interface of NM360/Q345R composite(a)—30%压下率； (b)—50%压下率； (c)—70%压下率； (d)—80%压下率

图4 压下率为30%和50%复合板界面及断口形貌对比Fig.4 The interface and fracture morphology of NM360/Q345R composite(a)—30%压下率； (b)—50%压下率

图5 压下率为70%和80%复合板界面及断口形貌对比Fig.5 Interface and fracture morphology for NM360/Q345R composite(a)、 (b)—70%压下率； (c)、 (d)—80%压下率

图2所示为NM360/Q345R复合板界面在4000倍扫描电镜下的观察结果，可见界面处未出现大的孔洞和裂纹等缺陷，这说明该热轧复合条件下复合板已成功实现复合.靠近Q345R侧界面均可观察到明显细长的珠光体组织，这与前面OM观察结果一致.

通过进一步的观察对比发现，当压下率较低时(50%以下)，靠近界面的耐磨钢侧有连续密集分布的点状黑色颗粒或者长条状的黑色带(图1(a)和(c))，图3为界面部分点扫面结果，发现界面存在大量的氧元素，原因在于即使进行了抽真空处理，待结合表面由于粗糙度的存在，还是会存在部分氧等气体分子吸附于待结合表面；点扫面表明除氧元素外界面还大量存在Fe、Mn、Si元素，Fe为基复层金属中固有的元素，Mn、Si为NM360和Q345R的元素扩散至界面周围.分析可知，界面处的黑色物为Mn和Si的氧化物，Si、Mn在高温时易与复合界面残留的O结合生成氧化物[18]，这些氧化物的存在影响界面的结合强度.从图3可知，随着压下率的增大，当压下率达到70%时，复合界面氧含量在减少，减少了金属间化合物的形成，有利于界面实现冶金复合，因此复合板结合质量较好，这与前面组织分析结果相一致.已有相同的研究证明黑色的杂质和氧化物形成于结合面.Nomura M[19]研究发现，含有Mn、Si的钢表面极易生成Si-Mn氧化物，Nomura认为这与Si和Mn对氧的敏感性有关.Peng[20]研究发现，在轧制过程中，结合面氧化物的碾碎能够促进两结合表面实现牢固的冶金结合.氧化物越细小，越有利于界面的结合.陈靖[21]研究发现，在25Cr5MoA/Q235钢复合板界面处存在约为5 μm的黑色条状夹杂物，该夹杂物的形成与氧化和元素的扩散有关.

当NM360/Q345R复合板压下率为30%和50%时，界面附近黑色颗粒较多，影响复合强度.随着压下率从30%增大到50%，长条状的颗粒逐渐变小，以更细小的颗粒分布于界面，这是由于氧化物在大的正压力作用下被压碎，新鲜的金属暴露出来，使基复层金属接触面积增大，在轧制力和热的作用下，界面易于实现冶金结合.当压下率达到70%时(图1(c))，大的轧制力使这种黑色颗粒少量零星分布于界面，被压碎的氧化物固溶于复合界面的组织中，大的轧制压下率可增大双金属的复合物理接触面积，增多有效的机械结合点，从而提高双金属复合钢板的机械结合强度，并且提供了更多的机会使新鲜金属相互接触并发生作用，这样对结合界面的负面影响就会降低，因此，随着压下率越大，界面结合质量越高.

2.2 拉伸断口形貌

图4是压下率为30%和50%的断口形貌.在低倍SEM(100×)中可以观察到30%和50%压下率的复合板在拉伸断裂后，结合层出现明显的分层现象(图4(a)和(b))，这是因为耐磨钢和低碳钢二者的轧制复合强度较低，拉伸变形协调性差，所以造成复合界面在拉断后出现分层.靠近界面处的NM360钢和靠近界面处的Q345R钢侧，发现断口处均存在大量的韧窝形貌，说明基板断裂属于典型的韧性断裂，且随着压下率的增加，韧窝越来越多、越来越细小，说明各层的韧性在随着压下率的增加而提高.

图5是压下率为70%和80%的复合板拉伸断口微观形貌，从图5(a)和(c)可知，整个复合界面平直，结合紧密，拉伸断裂处界面干净整洁，未出现任何明显的裂纹和大的孔洞，说明复合情况良好.结合前面所述，随着压下率的增大，即当压下率达到70%时，原始结合界面已几乎不能被识别，界面结合较好，拉伸断裂后无分层撕裂现象发生，界面结合强度较高.进一步观察复合界面的断口形貌(图5(b)和(d))，发现在靠近界面处的基层和复层处均存在着较小的韧窝，这是典型的韧性断口特征.图5(b)是压下率为70%的复合板界面放大至 4 000 倍，圈出部分呈现典型的细密韧窝形貌，该部分可能是形成的细小再结晶组织，这些韧窝组织相较于单一的Q345R或NM360钢侧的韧窝更加细密，这进一步说明当压下率达到70%时，界面已实现牢固的冶金结合.当压下率为80%时(图5(d)))，原始界面已消失.综上所述，在此实验条件下，当轧制复合压下率大于等于70%时，NM360/Q345R复合板才能实现很好的冶金结合，界面结合性能优良.

3 结 论

(1) 借助超景深观察到复合板结合界面平直，耐磨钢侧发生了明显的脱碳现象，脱碳层随压下率的增大而减小.

(2) 在30%和50%压下率的复合界面附近出现大量长条状或点状黑色颗粒，分析可知此黑色物质为Mn和Si的氧化物.

(3) 当压下率为30%和50%时，复合板界面结合较差，拉伸断裂后结合层有明显的分层；当压下率达到70%时，拉伸断口界面未出现大的孔洞或裂纹，断裂为典型的韧性断裂.

[1] 唐琳琳. 高铬耐磨复合板的性能特点及应用领域[J]. 露天采矿技术, 2011(2): 82-83.

(Tang Linlin. The performance characteristics and application of high chromium wear-resistant composite panels[J]. Opencast Mining Technology, 2011(2): 82-83.)

[2] 徐滨士, 刘世参. 表面工程新技术[M]. 北京: 国防工业出版社, 2002.

(Xu Binshi,Liu Shican. New technologies of surface engineering[M].Beijing: Nartionnal Defense Industry Press,2002.)

[3] 阎志醒, 孟昭宏. 耐磨复合钢板及其应用[J]. 冶金设备, 1997, 6(3): 55-57.

(Yan Zhixing, Meng Zhaohong. Application wear resistant compound steel plate[J]. Metallurgical Equipment, 1997,6(3): 55-57.)

[4] 李处强, 王洪尧, 徐绍文, 等. 新型球磨机耐磨复合衬板的研究[J]. 黄金, 1994, 15(6): 46-47.

(Li Chuqiang,Wang Hongyao, Xu Shaowen,etal. Study of new type ball mill wear-resistant composite lining boards[J]. 1994,15(6): 46-47.)

[5] Schrama R C. Housing and chock clearances and liner materials for steel mill rolling mills[J]. Lubrication Engineering,1994,50 (6): 438-447.

[6] 温新林, 王秀梅, 袁兴华, 等. 复合耐磨材料在发电厂耐磨件上的应用[J]. 热处理, 2011, 26(3): 56-59.

(WenXinlin,Wang Xiumei, Yuan Xinghua,etal. Application of wear-resistant composite materials to wear-resistant componentsin power plant[J]. Heat Treatment, 2011,26(3): 56-59.)

[7] Qiu X W,Zhang Y P, Chun G L. Study on ware resistance of laser hardening rolling mill liner[J]. Applied Mechanics and Materials, 2012,121-126: 3551-3554.

[8] 李福村. 国内外耐磨衬板组织和性能的研究[D]. 青岛： 山东科技大学, 2011.

(LI Fucun. Study of the microstructure and properities of wear-resistance lining boards at home and abroad[D]. Qingdao: Shandong University of Science and Technology, 2011.)

[9] 张立国. 耐磨复合板及其使用技术问题[J]. 水泥工程, 2012 (3): 50-53.

(Zhang Liguo. Wear resistance composite boardandthe application matters[J]. Cement Engineering, 2012 (3): 50-53.)

[10] 苑金生. 双金属复合材料的开发应用[J]. 中国建材装备, 1996(3): 26-27.

(Yuan Jinsheng.The developmentand application of double metal composite materials[J]. China Building Material Equipment,1996(3): 26-27.)

[11] 张平, 张元好, 常庆明, 等. 双金属复合导板的研究与发展现状[J]. 铸造设备与工艺, 2012(1): 53-55.

(Zhang Ping, Zhang Yuanhao, Chang Qingming,etal.Current development and research of bimetal clad plate[J].Foundry Equipment and Technology, 2012, 2(1): 53-55.)

[12] 李龙, 陈梅艳. 耐磨复合钢板的生产技术及工业应用[J]. 宽厚板, 2016, 22(2): 38-43.

(Li Long, Chen Meiyan. Production technologies and industrial application of wear resistant clad steel plate[J]. Wide and Heavy Plate, 2016, 22(2): 38-43.)

[13] 曾周燏, 王光磊, 江姗, 等. 真空轧制钛/钢复合板的组织与性能[J]. 宽厚板, 2016, 22(5): 6-9.

(Zeng Zhouyu, Wang Guanglei, Jiang Shan,etal. Microstructure and mechanical properties of titanium cladsteel plate by vacuum rolling cladding[J]. Wide and Heavy Plate, 2016, 22(5): 6-9.)

[14] 邱俊, 程晓茹, 兰昆, 等. NM450D耐磨钢-Q235B碳钢复合板的轧制和热处理工艺对组织、性能的影响[J]. 特殊钢, 2017, 38(2): 56-59.

(Qiu Jun, Cheng Xiaoru, Lan Kun,etal. Resistant steel NM450D-carbon steel Q235B clad plate[J]. Special Steel, 2017(2): 56-59.)

[15] 龚闯伟. 耐磨钢-碳钢复合轧制工艺研究[D]. 武汉： 武汉科技大学, 2015.

(Gong Chuangwei. Research on rolling process of wear-resistant and carbon steel[D]. Wuhan: Wuhan University of Science and Technology, 2015.)

[16] 曾润根. 热双金属室温固相复合[J]. 上海金属, 1982(2): 50-57.

(Zeng Rungen. Hot bimetal cladding at room temperature[J]. Shanghai Metals, 1982(2): 50-57.)

[17] 刘洁, 尉丰婵, 赵广辉. 不同热轧压下率对06Cr13/Q345R爆炸复合板微观组织和拉伸断口的影响[J]. 热加工工艺, 2016(23): 140-143.

(Liu jie, Wei Fengchan, Zhao Guanghui. Influence of different hot rolling reduction rate on microstructure and tensile fracture of 06Cr13/Q345R explosive clad plate[J]. Hot Working, 2016(23): 140-143.)

[18] 王泽鹏, 张红梅, 付魁军, 等. 压下率对热轧不锈钢复合板组织与性能的影响[J]. 金属热处理, 2016, 41(9): 103-106.

(Wang Pengze, Zhang Hongmei, Fu Kuijun,etal. Effect of reduction ratio on microstructure and properties of hot-rolled stainless steel clad plate[J]. Heat Treatment of Metals, 2016, 41(9): 103-106.)

[19] Nomura M, Hashimoto I, Kozuma S,etal. Effects of surface oxides on the phosphatability of the high strength cold rolled steels(surface treatment and corrosion)[J]. Tetsu-to-Hagane, 2006, 92(6): 378-384.

[20] Peng X K, Wuhrer R, Heness G,etal. Rolling strain effects on the interlaminar properties of roll bonded copper/aluminium metal laminates[J]. Journal of Materials Science, 2000, 35(17): 4357-4363.

[21] 陈靖, 佟建国, 任学平. 25Cr5MoA/Q235钢复合板的结合性能[J]. 北京科技大学学报, 2007, 29(10): 985-988.

(Chen Jing, TongJianguo. Bonding behavior of 25cr5MoA/Q235 hot rolled clad plates[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing, 29(10), 985-988.)

Effectofreductionratesonmicrostructureandtensilefractureforvaccumhot-rolledNM360/Q345Rcladplate

Cheng Muhua,Huang Qingxue,Zhao Guanghui,Ma Lifeng

(Shanxi Provincial Key Laboratory of Metallurgical Device Design Theory and Technology, The Coordinative Innovation Center of Taiyuan Heavy Machinery Equipment,Taiyuan University of Science and Technology, Taiyuan 030024, China)

NM360/Q345R clad plates were in a vacuum hot-rolled.The interficial microstructure and the tensile fracture of NM360/Q345R at 30%,50%,70%and 80% reduction ratios were studied by OM,SEM and EDS. It was found that the interface was flat. A significant decarbonization of the NM360 occurred at the bonding interface. As reduction ratio increases, the width of the decarbonization becomes thin.When the reduction ratios are 30% and 50%, there are long strips or black dots of particles appearing near the interface.The black particles are Mn and Si oxides from the EDS,which have a negative effect on the bonding interface.Some obvious cracks were observed after the tensile tests.When the reduction ratio reached up to 70%, the interface combined tightly and no voids or cracks existed, a large amounts of dimples appeared on the interface, indicating that the fracture type was ductile fracture.

NM360/Q345R; reduction ratio; microstructure; tensile fracture

10.14186/j.cnki.1671-6620.2017.04.008

TG 33

A

1671-6620(2017)04-0286-07