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方面，其优异的耐磨性是其他材料所无法比拟的^[1-3]。随着冶金、矿山等行业设备大型化，如采矿、破碎、挖掘设备等，其耐磨配件重达几吨到几十吨，而传统高锰钢(ZGMn13)由于屈服强度和初始硬度低等原因，已不能满足这些大型厚壁耐磨件的要求。近年来，由于轻质高锰、高铝的奥氏体钢具有优异的综合力学性能引起了国内外学者的关注^[4-7]。它不仅具有高锰钢的高韧性、强塑性以及超高锰钢的强加工硬化能力，而且具有较高的初始硬度和屈服强度。这不仅可明显提高产品的耐磨性和寿命，还可显著降低其耐磨配件的质量，达到节能减排的目的；据文献[8-10]表明，每增加1%(质量分数)的铝，密度约降低1.3%。

目前，国内外诸多学者对轻质高锰、高铝的奥氏体钢热处理工艺展开大量的工作，并已取得一定的效果^{[3, 8]}。Ding等^[11]研究Fe-Mn-(A1, Si)单相奥氏体钢时，在热轧后采用1100 ℃保温1 h水淬，发现了退火孪晶的存在。Yoo等^[12]研究Fe-28Mn-9Al-0.8C钢，在1200 ℃保温2 h热轧，1000 ℃退火1 h后冷轧，在1000 ℃以上水淬(分别保温1，10 min，1 h)后为单相奥氏体组织，但仍发现大量的退火孪晶，得出由于晶粒尺寸随着固溶时间延长而增大，导致其强度降低，且晶粒尺寸严重影响加工硬化率的结果；杨富强等^{[13, 14]}对Fe-27Mn-11Al-0.95C钢的组织和力学性能研究时发现在热轧后以及950~1100 ℃固溶水淬后均发现退火孪晶，并确定该钢在950 ℃以上退火具有良好的强韧性。但以上的研究对象均为锻造，热轧或冷轧态后的材料，由于在锻造或热轧时会发生塑性变形而产生加工硬化以及动态再结晶，甚至形成孪晶。在冷轧时，晶粒破碎，位错密度增加，且金属内部的组织结构发生很大的变化，晶粒随着变形量的增加沿变形方向被拉长，当变形程度很大时晶粒变为纤维状，使金属性能呈现方向性。然而，有关热处理对铸态高锰、高铝的奥氏体钢组织和性能的影响鲜有报道；为此，本工作所用材料直接从高锰、高铝的轻质奥氏体钢的铸坯取样。为了改善前期只有水韧而无时效处理实验钢的硬度和屈服强度不足的问题，将全面对新钢种进行低温时效和高温时效，研究时效温度和时效时间对新型轻质奥氏体耐磨钢力学性能的影响，揭示铸态与轧态的强韧化规律的不同之处，并进一步确定最佳的热处理工艺。

1 实验材料与方法 1.1 新型轻质奥氏体耐磨钢的化学成分

向钢中加适量的铝是降低产品密度的最有效方法，进而降低设备在工作时的能耗。在高锰钢耐磨铸件中加入适量的铝不仅可改善高锰钢奥氏体晶粒异常长大的问题，还可以减少并消除高锰钢铸态组织中的网状二次碳化物，提高高锰钢的铸态冲击韧度值，并且可提高铸态奥氏体基体加工硬化能力，在厚壁件上铝的这些作用更大。加入适量的铝，通过改进热处理工艺，可以进一步优化材料的强韧性、耐磨性和加工硬化能力，提高其使用寿命。考虑铝是缩小奥氏体区元素，为了在室温得到全部奥氏体组织，相应地提高锰含量。一定的碳含量可以保证奥氏体基体中有足够多的Mn-C偶极子(Mn-C dipoles)，增强钢的固溶强化能力，从而改善其耐磨性，但过高的碳会使钢在时效时明显脆化。当硅含量较高时，高锰钢产生粗晶，促进碳化物沿晶界析出，降低钢的韧性和耐磨性；当硅含量较少时，碳化物常呈针片状，降低钢的冲击韧度。加入微量的硼来细化组织和强化晶界，可以提高本钢种的耐磨性。表 1列出了新型轻质奥氏体耐磨钢的化学成分。

1.2 熔炼与试样制备

实验材料在25kg真空感应炉中熔炼，首先将纯铁以及C，Si，Mn等熔化，待温度至1550 ℃左右时加Al，冶炼1 h左右完成。在1500~1530 ℃出钢，在1430~1450 ℃浇注金属模具型腔中(取铸件壁厚:铸型壁厚=1:0.6，脱模倾斜度约7°，浇注的铸坯尺寸为100 mm×100 mm×100 mm), 并从铸坯上线切割尺寸为12 mm×12 mm×100 mm的条状热处理试样。低温时效的实验采用正交实验方案，热处理正交实验选取水韧温度、保温时间、时效温度和时效时间4个影响因素，每个因素分别取3个水平。选择水韧温度1000，1050，1100 ℃；保温时间0.5，1.0，1.5 h；低温时效温度选取250，300，350 ℃；时效时间2，3，4 h。选择的正交表是L₉(3⁴)，正交实验的因素和水平具体数据如表 2所示。高温时效采用1050 ℃保温1 h后水韧，在550 ℃保温不同时间时效(1，2，3，4 h)。

1.3 力学性能测试及组织观察

经热处理的轻质奥氏体钢常温拉伸试验在WDW-02A微机控制电子式万能试验机上进行，按照GBT 228－2010《金属材料室温拉伸试验方法》，取得横截面积为ϕ5 mm圆形比例试样，应变速率10^-3s^-1；常温冲击试验在ZBC2452-B摆锤冲击试验机上进行，冲击试样为10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口标准试样；硬度测试在数显布氏硬度计XHB-3000上进行；每组热处理工艺下均选取3个试样进行，结果取其平均值。金相试样用4%的硝酸酒精浸蚀，并在Axio Imager M2 m显微镜下进行，并用配备了X射线能谱仪(EDS)的Zeiss Ultra 55扫描电镜观察不同工艺下钢种的显微组织、析出物成分及冲击断口形貌。根据阿基米德原理，利用Sartorius BSA2245电子分析天平测量并计算得到实验钢的密度为6.84g/cm³，与纯铁相比，密度下降约12.3%。

2 结果与分析 2.1 不同热处理工艺的力学性能

表 3为不同热处理工艺下奥氏体耐磨钢的力学性能检测结果。根据正交实验原理，极差越大，表明该因素对实验结果的影响越大。优化热处理工艺的根本目的是保证较高冲击韧度和断后伸长率的前提下，最大幅度地提高新型轻质耐磨钢的初始硬度和屈服强度。

由表 3极差分析可知，在本实验的条件范围内，水韧温度、保温时间、时效温度、时效时间4个因素对合金性能影响大小的差距不大。其中，各因素对屈服强度的影响大小顺序为：时效时间>水韧温度>时效温度>水韧保温时间。对抗拉强度的影响大小顺序为：时效温度>时效时间>水韧温度>水韧保温时间。对抗冲击韧度的影响大小顺序为：水韧温度>时效时间>水韧保温时间>时效温度。对硬度的影响大小顺序为：水韧保温时间>时效时间>时效温度>水韧温度。

图 1为水韧温度、保温时间、时效温度、时效时间与无时效工艺的硬度和屈服强度、冲击韧度的影响趋势图。从图 1可以看出水韧+低温时效工艺对该钢种的性能并无太大影响，其硬度最大提高了3.1%，屈服强度最大提高了4.3%。而表 1最佳性能工艺为5号：1050 ℃保温1 h水韧+350 ℃时效2 h。

表 4为轻质奥氏体耐磨钢水韧处理后经550 ℃不同时间时效后的力学性能检测结果。

从表 4可以看出550 ℃高温时效时其硬度、抗拉强度、屈服强度随着时间的延长明显提升，但同时降低了冲击韧度和断后伸长率。本实验新型钢种主要用于大型球磨机、破碎机等厚壁耐磨件，要求高韧性、高屈服以及较高的初始硬度等性能。图 2为1050 ℃水韧+550 ℃分别时效1~4 h后与低温时效(1050 ℃保温1 h水韧+350 ℃时效2 h)以及无时效工艺的力学性能对比曲线。

从图 2可以看出，在550 ℃时效2 h后综合力学性能达到最佳值，与常规水韧处理相比R_p0.2提高到574 MPa(提高了40.0%)，硬度提高到271HB(提高了32.2%)。而3 h和4 h时效后虽然硬度和屈服值较高，但其冲击韧度较低(分别为75，65 J/cm²)，不能满足对冲击韧度要求较高的大型球磨机、破碎机的使用；如果在低冲击载荷工作的部件可以采用550 ℃长时间的时效来提高其初始硬度和屈服强度，以保证其使用寿命。

2.2 热处理工艺对实验钢显微组织和断口形貌的影响 2.2.1 显微组织

为了获得不同工艺下力学性能差异的原因，分别对无时效和高温时效后的试样进行观察和分析，利用光学显微镜、扫描电镜观察显微组织以及析出物形貌，采用XRD，EDS分析相组成和析出物成分。图 3为不同工艺条件下轻质奥氏体耐磨钢的XRD、显微组织及EDS结果。从图 3(a)，(b)可以看到本实验新型钢种为单相的奥氏体组织，并没有发现退火孪晶。经过高温550 ℃时效不同时间后发现，随着时效时间的延长奥氏体基体以及晶界处出现不同尺寸的碳化物。在1~2 h内首先在晶内弥散析出大量细小的碳化物，如图 3(c)圆圈所示。经EDS分析，发现该碳化物为高锰、高铁、高铝的碳化物，如图 3(d)所示，结合表 4的结果推断出该析出物弥散强化了基体，提高了强度。而在550 ℃时效3~4 h后，这种碳化物除了在晶内长大，在晶界处也会因长大而成为粗大的碳化物，由于制样过程中晶界处的碳化物被磨掉，致使SEM照片中有碳化物脱落后的坑体出现，如图 3(e)右上角放大区域以及图 3(f)所示。据文献资料表明^{[10, 15-18]}，该析出物为(Fe, Mn)₃AlC的κ-碳化物，一种具有L′l₂型面心结构的有序相。诸多学者^[19-21]对汽车用Fe-(7~10)Al-(28~32)Mn-(0.54~2)C(质量分数/%)系列钢进行淬火或时效处理，结果证实这种κ相是调幅分解产物；碳成分有贫碳区和富碳区沿着〈100〉呈波浪分布，贫碳区具有无序结构，富碳区形成具有钙钛矿结构(CaTiO₃)的L′l₂型有序相即κ系碳化物^{[22, 23]}。当细小的κ-碳化物在晶内析出时，可以抑制裂纹的扩展，保证了钢种优异的力学性能；当该碳化物在晶界析出时会引起裂纹萌生，进而导致韧、塑性降低^[8]。这与本工作实验结果完全相符合。

2.2.2 断口形貌

不同工艺下的冲击断口形貌如图 4所示。低温时效图 4(b)与无时效图 4(a)对比其断口形貌看不出差别，断口上均分布着大量的近似等轴韧窝，韧窝通过撕裂棱相互连接起来，韧窝和撕裂棱有规则地分布，在韧窝的底部有小块第二相粒子，形成微孔裂纹的核心，为典型的微孔聚集型韧性断裂机制，进一步观察发现是沿晶界微孔聚合，如图 4(b)所示。而经过高温时效的形貌发生明显变化，550 ℃时效1 h后断口由尺寸不均、排列无规则且较浅的韧窝组成如图 4(c)所示，与无时效断口形貌相比，时效后断口上的深度较大的韧窝数量减少，撕裂棱高度降低，导致其韧性和塑性降低。经过550 ℃时效2 h后断口由大量细小韧窝区域和部分准解理区域组成；准解理区域小断裂面存在类似的“河流花样”，且这些小断裂面间的连接上又有韧性断裂的特征如韧窝带，如图 4(d)右上角放大所示，其断裂仍属于韧性断裂。经过550 ℃时效3 h后断口由少量细小韧窝区域、准解理区、少量的解理台阶混合组成；解理台阶发源于晶界，同时向两侧扩展，如图 4(e)右上角放大所示；结合断后伸长率和冲击韧度判断其断裂表现为混合断裂，与表 4冲击韧度结果相吻合。经过550 ℃时效4 h后断口为由少量细小韧窝和部分沿晶断口组成，细小韧窝如图 4(f)右上角放大所示，并且发现沿晶二次裂纹；其断裂属于混合断裂，这也很好地解释了其冲击韧度较低的原因。

3 结论

(1) 优化出新型轻质高锰、高铝奥氏体耐磨钢的最佳热处理工艺：加热至1050 ℃，1 h水韧，再经550 ℃时效2 h，空冷处理。该工艺条件下奥氏体晶内细小颗粒状碳化物弥散分布，力学性能明显改善，抗拉强度为825 MPa，屈服强度为574 MPa，冲击韧度为156 J/cm²，硬度为271HB，断后伸长率为32%，硬度、强度、冲击韧度达到了最佳匹配值；与只有水韧处理相比屈服强度提高了40.0%，硬度提高了32.2%。

(2) 时效前后没有发现孪晶的存在，且低温时效(250~350 ℃)在短时间内(本实验最长时间4 h)对新型轻质高锰、高铝奥氏体耐磨钢的微观组织和力学性能并无明显改善。高温时效(550 ℃)对其微观组织和力学性能具有显著的影响。550 ℃时效2 h在奥氏体晶内弥散析出了细小的钙钛矿结构(Fe, Mn)₃AlC的κ-碳化物颗粒，强化了奥氏体基体，提高了钢的力学性能；时效3 h后在奥氏体晶界处析出大量粗大(Fe, Mn)₃AlC的κ-碳化物，导致冲击韧度、断后伸长率等性能恶化。

(3) 550 ℃高温时效时，随着时效时间延长，其断裂机理发生明显改变。550 ℃时效1~2 h后为韧性断裂，断口由大量细小韧窝区域和少量准解理区域组成。经过550 ℃时效3 h后其断口由少量细小韧窝、部分准解理区和少量的解理台阶组成，4 h时效后出现部分沿晶断口，甚至有沿晶二次裂纹，其断裂属于混合断裂。