沈聰，孔令男，尹臣男，陳軍明，陳志國,

(1. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙，410083；2. 湖南人文科技學(xué)院能源與機(jī)電工程學(xué)院，湖南婁底，417000；3. 湖南華菱漣源鋼鐵有限公司，湖南婁底，417009)

低合金耐磨鋼(NM300)因其成本低、耐磨性能好、生產(chǎn)方式靈活[1]等顯著優(yōu)勢(shì)，在工程機(jī)械、礦山機(jī)械、水泥器械和冶金設(shè)備等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。隨著器械設(shè)備服役環(huán)境逐漸惡化，人們對(duì)耐磨鋼綜合性能的要求也逐漸提高。一方面，磨損是引起材料破壞最常見的形式之一；另一方面，材料的殘余應(yīng)力也是材料失效的誘因。采用合金化的手段改善耐磨鋼的綜合性能使得其成本大大升高，而熱處理工藝作為傳統(tǒng)的加工方法，因其靈活、方便、成本低等優(yōu)點(diǎn)，在耐磨鋼的改性方面應(yīng)用廣泛。

淬火-碳分配(quenching-partitioning, Q-P)工藝是由SPEER 等[2]提出的一種新熱處理工藝，該工藝通過獲得一定的殘余奧氏體和馬氏體組織來改善鋼的韌性和塑性；在此基礎(chǔ)上，徐祖耀[3]提出了淬火-碳分配-回火(quenching-partitioningtempering,Q-P-T)工藝，通過析出碳化物而進(jìn)一步提高鋼材的力學(xué)性能。大量研究表明，殘余奧氏體產(chǎn)生的相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)和阻礙裂紋擴(kuò)展(BCP)效應(yīng)能促進(jìn)C-Si-Mn 鋼的塑性和韌性的提高[4-5]。而后，ZHANG等[6]提出了一種奧氏體吸收位錯(cuò)(DARA)的新效應(yīng)，即奧氏體相可以從相鄰的馬氏體板條上連續(xù)吸收大量位錯(cuò)，促進(jìn)材料性能的提高。

深冷處理(deep cryogenic treatment, DCT)是一種常規(guī)熱處理工藝，是指將材料置于特定的可控低溫環(huán)境(一般在-160 ℃以下)，通過改變材料的微觀組織結(jié)構(gòu)來優(yōu)化性能的技術(shù)。大量研究表明，深冷處理可促進(jìn)殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變以及精細(xì)碳化物的析出，優(yōu)化顯微組織結(jié)構(gòu)從而改善材料性能[7-8]，提升材料硬度、耐磨性、尺寸穩(wěn)定性、殘余應(yīng)力、疲勞特性等力學(xué)性能[9-10]。

由此可見，深冷處理和淬火-碳分配-回火處理均對(duì)提升材料性能起著重要作用。WANG 等[11]基于Q-P-T處理和DCT處理，提出了淬火-碳分配-深冷-回火(Q-P-C-T)處理工藝，通過消除塊狀殘余奧氏體來提高沖擊韌性，獲得細(xì)化組織。但是，上述研究工藝僅闡述了Q-P-C-T熱處理工藝下低碳鋼的組織演變和韌性機(jī)制，而有關(guān)Q-P-C-T工藝對(duì)不同材料綜合性能和殘余應(yīng)力影響的研究不夠系統(tǒng)，因此有必要研究同時(shí)采用DCT 工藝和Q-P-T工藝對(duì)材料性能和微觀組織的影響。

本文作者提出一種新型的淬火-分配-冷熱循環(huán)-回火(Q-P-(CT)2-T)熱處理方法，即在Q-P-T 熱處理工藝的碳分配處理和回火之間增加一個(gè)冷熱循環(huán)處理，并研究該工藝對(duì)耐磨鋼NM300 組織演變、綜合力學(xué)性能、耐磨性以及殘余應(yīng)力的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)樣品和工藝

研究樣品選自某鋼廠生產(chǎn)的厚度為4 mm、型號(hào)為NM300 的低合金耐磨鋼，其組成為Fe-0.15%C-1.2%Si-1.7%Mn-0.5%Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。新型熱處理工藝(Q-P-(CT)2-T)和常規(guī)的熱處理工藝(Q-P-T)流程對(duì)比如圖1所示。首先，將材料放入980 ℃高溫爐中保溫1 h，然后迅速放入鹽浴爐中保溫5 min，進(jìn)行碳分配處理，之后水冷至室溫，此過程稱為Q-P工藝。然后按如下3種不同的工藝對(duì)材料進(jìn)行處理：1)Q-P-T工藝。淬火后再放入250 ℃低溫爐中保溫1 h，之后再空冷至室溫；2)Q-P-CT-T 工藝，淬火后放入-196 ℃的液氮中進(jìn)行深冷處理，保溫1 h，取出后放入200 ℃的空氣爐中保溫1 h，冷卻至室溫后再放入250 ℃的低溫爐中進(jìn)行回火處理，保溫1 h后空冷至室溫；3)Q-P-(CT)2-T工藝。1 次深冷處理和200 ℃保溫處理之后，再進(jìn)行1 次循環(huán)，時(shí)間和溫度保持不變，之后再進(jìn)行250 ℃的回火處理。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用Instron 3369 力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測(cè)試不同熱處理工藝下試樣的拉伸性能，每種工藝下各取3個(gè)平行樣進(jìn)行測(cè)定，拉伸速率為2 mm/min，試樣厚度為2 mm，試樣尺寸根據(jù)國標(biāo)GB/T 228.1—2010制定，具體尺寸如圖2 所示。室溫沖擊韌性樣品長(zhǎng)度×寬度×厚度為55.0 mm×10.0 mm×2.5 mm，沖擊試樣機(jī)型號(hào)為JB-300A。采用型號(hào)為HMV-2T的島津硬度計(jì)測(cè)量不同熱處理狀態(tài)下試樣的顯微硬度，載荷為0.98 N，保載時(shí)間為10 s。

摩擦磨損實(shí)驗(yàn)在型號(hào)為UMT-3往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。摩擦磨損樣品長(zhǎng)×寬×高為15 mm×15 mm×20 mm，并依次用不同孔徑的水磨砂紙將試樣逐級(jí)打磨至表面光滑。摩擦條件為大氣環(huán)境下的室溫干摩擦，摩擦副為直徑9.5 mm 的Cr 鋼球，轉(zhuǎn)速為200 r/min，負(fù)載為30 N，摩擦滑動(dòng)距離為5 mm，時(shí)間為45 min，摩擦因數(shù)由相連的計(jì)算機(jī)自動(dòng)采集，得到摩擦因數(shù)曲線。磨損前和磨損后的質(zhì)量均采用型號(hào)為BSA224S-CW 的電子天平稱量。

采用型號(hào)為ASMB1-16 的盲孔法殘余應(yīng)力測(cè)試儀；對(duì)于不同的熱處理實(shí)驗(yàn)，在測(cè)量時(shí)取同一位置的樣品。打孔時(shí)，孔徑深度為2 mm。

采用SIRION200 型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣顯微結(jié)構(gòu)其長(zhǎng)度×寬度×厚度為10 mm×10 mm×4 mm，同時(shí)采用環(huán)境掃描電子顯微鏡(SEM,Quanta-200,25 kV)觀察試樣拉伸斷口、沖擊斷口和摩擦磨損形貌。

在型號(hào)為D/Max2550的X射線衍射儀(XRD)分析儀上，采用步長(zhǎng)為0.02°的Cu Kα (波長(zhǎng)λ=0.154 18 nm)輻射源進(jìn)行殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)的測(cè)量和相分析，當(dāng)工作電壓為40 kV，工作電流為250 mA 時(shí)，以4°/min 的掃描速度采集35°～105°范圍內(nèi)的XRD 數(shù)據(jù)，通過下式計(jì)算殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)及碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

式中：Vγ為殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；Iα為(110)α，(200)α 和(211)α 峰的衍射強(qiáng)度之和；Iγ為(200)γ 和(111)γ峰的衍射強(qiáng)度之和[12-13]。

殘余奧氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)算公式[14-15]為：

式中：αγ為奧氏體晶格參數(shù)；λ為X 射線的波長(zhǎng)；h，k和l為奧氏體晶面的指數(shù)；θ為相應(yīng)奧氏體峰的衍射角。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

經(jīng)Q-P-T，Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 工藝處理后試樣的微觀組織照片如圖3 所示。由圖3 可見：經(jīng)3種工藝處理后的試樣的基體都是馬氏體和部分鐵素體，以及少量的殘余奧氏體。其中，殘余奧氏體分為塊狀殘余奧氏體和薄膜狀殘余奧氏體。Q-P-T工藝所得試樣中的塊狀殘余奧氏體數(shù)量相對(duì)更多，尺寸更大，Q-P-CT-T和Q-P-(CT)2-T工藝所得試樣的塊狀殘余奧氏體數(shù)量少且細(xì)，這可能是因?yàn)樯罾涮幚磉^程中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變成了馬氏體。值得注意的是，圖3(b)和圖3(c)中的馬氏體組織和鐵素體組織更加均勻和細(xì)小，這是因?yàn)樘荚阼F素體中的溶解度低，在低溫環(huán)境下，晶格收縮進(jìn)一步降低了碳的溶解度，冷熱循環(huán)增強(qiáng)了亞穩(wěn)馬氏體和鐵素體晶格收縮的畸變能，易在鐵素體和馬氏體附近析出細(xì)小的碳化物，更有利于提高材料塑性和韌性。

圖4所示為不同工藝下試樣的XRD圖及殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)和碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)。由圖4 可知：經(jīng)Q-P-T，Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 工藝處理后試樣的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為13.48%，12.51%和11.32%，呈下降趨勢(shì)，這與深冷過程中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體密切相關(guān)。相關(guān)研究表明[16]，奧氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)是影響其穩(wěn)定性的重要因素。從圖4(b)可以看出：經(jīng)過冷熱循環(huán)處理的試樣其含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)是最高的，一方面可能是由于深冷處理過程中促進(jìn)了不穩(wěn)定奧氏體的轉(zhuǎn)變，另一方面則是因?yàn)樯罾涮幚砗蟮幕鼗鹧娱L(zhǎng)了碳分配的過程，促進(jìn)碳原子的分配，而冷熱循環(huán)更是促進(jìn)了這一過程的發(fā)生，使得奧氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)升高。

2.2 力學(xué)性能

3種不同工藝處理下試樣的拉伸性能及相應(yīng)斷口形貌對(duì)比如圖5所示。從圖5(a)可見：與Q-P-T和Q-P-CT-T工藝處理的試樣相比，經(jīng)Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都呈現(xiàn)出輕微上升的趨勢(shì)，Q-P-T，Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 這3 種處理工藝下試樣的抗拉強(qiáng)度分別為(1 043±7)，(1 044±4)和(1 057±3)MPa，見表1。Q-P-(CT)2-T工藝下試樣抗拉強(qiáng)度提高，這是因?yàn)樯罾溥^程促進(jìn)了不穩(wěn)定殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。Q-P-(CT)2-T和Q-P-CT-T 工藝所得試樣的伸長(zhǎng)率相對(duì)于Q-P-T工藝所得試樣的伸長(zhǎng)率分別提高了7.7%和5.5%，這是因?yàn)镼-P-(CT)2-T 工藝使得試樣顯微組織細(xì)化、塊狀殘余奧氏體和薄片狀殘余奧氏體尺寸變小，以及鐵素體尺寸細(xì)化。由上述微觀組織分析可知，Q-P-T工藝所得試樣的鐵素體較為粗大，鐵素體的存在不僅降低了鋼的強(qiáng)度，而且增加了鋼的應(yīng)力集中風(fēng)險(xiǎn)。有研究表明[17]，殘余應(yīng)力的釋放促進(jìn)了殘余奧氏體的TRIP 效應(yīng)，從而進(jìn)一步提高了鋼的延展性。從圖5(b)～(d)可以看出：經(jīng)過Q-P-CT-T和Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣斷口中存在深淺不一的韌窩，表面均勻且光滑，而經(jīng)Q-P-T工藝處理的試樣的斷口由少量的韌窩組成，還可觀察到一些微觀孔洞和微觀裂紋。在拉伸過程中，外力作用使得裂紋尖端發(fā)生鈍化，尖端前方的第二相粒子或者夾雜物容易產(chǎn)生微孔洞，裂紋尖端會(huì)擴(kuò)展到下一個(gè)第二相粒子處，然后繼續(xù)擴(kuò)展，最后形成韌窩。隨著變形過程不斷進(jìn)行，裂紋不斷生成、擴(kuò)展和聚合，當(dāng)變形停止時(shí)，裂紋擴(kuò)展也隨之停止。塑性越好的金屬，其韌窩越深。由圖5(d)可知：Q-P-(CT)2-T 工藝下試樣的韌窩更大更深，因此，Q-P-(CT)2-T 工藝所得試樣的塑性相比于其他2種工藝所得試樣的塑性更好。從拉伸斷口分析，3 種工藝都屬于韌性斷裂。3 種不同工藝處理的試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6 所示。由圖6可見：Q-P-T 工藝所得試樣相對(duì)于Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 工藝所得試樣斷裂時(shí)的應(yīng)變更低。此外，由表1可知3種工藝所得試樣的強(qiáng)塑積都均大于19 GPa·%，其中經(jīng)Q-P-(CT)2-T處理的試樣的強(qiáng)塑積達(dá)到20.8 GPa·%，體現(xiàn)了其優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

表1 不同熱處理工藝下試樣的拉伸力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of specimens treated by different heat treatment processes

圖7(a)所示為經(jīng)Q-P-T，Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的沖擊韌性和顯微維氏硬度的關(guān)系。由圖7(a)可見：試樣顯微維氏硬度呈上升趨勢(shì)，冷熱循環(huán)過程中顯微組織的細(xì)化是試樣硬度上升的主要原因。同時(shí)，在深冷過程中新生成的馬氏體也促進(jìn)了試樣硬度的提高。Q-P-(CT)2-T 工藝所得試樣較其他2 種試樣的沖擊韌性有所提升。3種工藝下試樣的沖擊斷口分別如圖7(b)～(d)所示，可見其沖擊斷口基本都是由大小相連的韌窩組成，屬于韌性斷裂。深冷循環(huán)過程碳化物的析出釋放了一部分的內(nèi)應(yīng)力，提高了試樣沖擊韌性。

2.3 耐磨性

圖8所示為不同工藝下試樣顯微維氏硬度與磨損質(zhì)量的關(guān)系、平均摩擦因數(shù)與磨損率的關(guān)系和摩擦因數(shù)曲線。由圖8(a)和圖8(b)可見：Q-P-T，Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 工藝下試樣的磨損質(zhì)量、平均摩擦因數(shù)和磨損率都呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)。其中，平均摩擦因數(shù)是指整個(gè)摩擦磨損階段的平均摩擦因數(shù)。Q-P-(CT)2-T工藝所得試樣的磨損率為6.78×10-13m3·N-1·m-1，其耐磨性相對(duì)于Q-P-T 工藝所得試樣提高了27%。不同工藝下試樣摩擦因數(shù)曲線如圖8(c)所示。由圖8(c)可見：Q-P-T 和Q-P-CT-T工藝所得試樣摩擦因數(shù)的變化趨勢(shì)相近，先是快速上升，接著下降，之后再緩慢上升，最后趨于穩(wěn)定；而Q-P-(CT)2-T 試樣摩擦因數(shù)先是緩慢上升，之后再趨于穩(wěn)定。在摩擦球和鋼材表面接觸初期，受表面粗糙度、環(huán)境、濕度等因素的影響，摩擦因數(shù)快速上升，隨后再下降，此階段稱為預(yù)磨損階段；隨著磨損時(shí)間延長(zhǎng)，磨球與鋼表面接觸更加穩(wěn)定，進(jìn)入磨合階段，此階段3種試樣的摩擦因數(shù)緩慢上升；而后隨著磨損時(shí)間的延長(zhǎng)，進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，在這個(gè)階段，摩擦因數(shù)相對(duì)穩(wěn)定，磨球與表面的接觸面積增大。Q-P-(CT)2-T 工藝下試樣的硬度和沖擊韌性均比Q-P-T和Q-P-CT-T工藝所得試樣的高，故其摩擦因數(shù)在穩(wěn)定磨損階段比二者的小，耐磨性最佳。

不同工藝下試樣的磨損形貌對(duì)比如圖9 所示。從圖9(a)和9(b)可以看出：經(jīng)Q-P-T和Q-P-CT-T工藝處理的試樣的磨損形貌以深淺不一的犁溝、剝落和裂紋為主，還有少量的磨屑；從圖9(c)可見：經(jīng)Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣的磨損形貌以犁溝和剝落為主，還有少量的磨屑。Q-P-T和Q-P-CT-T工藝的磨損機(jī)制都屬于以微切削和壓痕破壞為主、磨料磨損和開裂-黏著過程為輔的黏著磨損，而Q-P-(CT)2-T 工藝下試樣磨損形貌中的犁溝的深度相對(duì)于其他工藝所得試樣的小，并且磨損表面有一些未被磨掉的黑色山堆，屬于以微切削和壓痕破壞為主、磨料磨損和開裂-黏著過程為輔的黏著磨損。在摩擦實(shí)驗(yàn)中，較軟區(qū)域的材料表面將會(huì)被快速移除，從而產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形，同時(shí)磨粒還擠壓著變形區(qū)兩側(cè)的金屬，當(dāng)磨粒壓入一定深度后，該區(qū)域內(nèi)的材料微粒便發(fā)生斷裂并脫落，形成磨屑，使得材料表面的受損程度比較嚴(yán)重。

在磨損實(shí)驗(yàn)中，鋼板在磨球作用下變形后，由于接觸應(yīng)力的作用，在表面形成微裂紋，裂紋可能從表面擴(kuò)展到脫落的薄層，在表面形成不規(guī)則剝落。由于材料的硬度和韌性是影響材料的主要因素，試樣的韌性越高，吸收的能量越高，阻礙裂紋擴(kuò)展的能力越強(qiáng)。圖9(a)和圖9(b)所示試樣均出現(xiàn)了裂紋，說明二者的耐磨性均比Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的低。在往復(fù)式摩擦實(shí)驗(yàn)中，由于沖擊力較小，無法充分觸發(fā)殘余奧氏體的TRIP 效應(yīng)，雖然Q-P-T 試樣的殘余奧氏體的數(shù)量比其他2種試樣的高，但殘余奧氏體TRIP 效應(yīng)對(duì)耐磨性的貢獻(xiàn)很小，這與文獻(xiàn)[18]中結(jié)果基本符合。而且，通過冷熱循環(huán)處理的試樣殘余應(yīng)力降低，試樣表面尺寸穩(wěn)定性和耐磨性得到一定提升。因此，在上述因素的綜合作用下，經(jīng)過Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣相對(duì)于Q-P-T工藝處理試樣的耐磨性提高了26%。

2.4 殘余應(yīng)力

盲孔法測(cè)量的3種工藝下試樣的殘余應(yīng)力分布如圖10 所示。由圖10 可見：經(jīng)Q-P 工藝處理試樣的殘余應(yīng)力最大值達(dá)到232 MPa，殘余應(yīng)力最小值為200 MPa，說明在淬火過程中會(huì)產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力。經(jīng)Q-P-T工藝處理試樣的殘余應(yīng)力的范圍為135～160 MPa，說明回火工藝對(duì)淬火殘余應(yīng)力有一定的改善作用。經(jīng)Q-P-CT-T和Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的殘余應(yīng)力的范圍分別為82～166 MPa，68～156 MPa，相對(duì)于Q-P 工藝，最小殘余應(yīng)力分別降低了59%和66%，說明回火前的冷熱循環(huán)處理對(duì)NM300殘余應(yīng)力的釋放具有促進(jìn)作用。

殘余應(yīng)力是淬火過程中材料收縮不均勻和殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的共同結(jié)果。只有冷卻到一定溫度時(shí)，馬氏體相變才能產(chǎn)生足夠的內(nèi)應(yīng)力，從而產(chǎn)生晶體缺陷。環(huán)境溫度越低，馬氏體變得更加過飽和，馬氏體的晶格畸變和熱力學(xué)不穩(wěn)定性增加，促使碳和合金元素向附近的缺陷靠近[10]，形成團(tuán)簇。這些團(tuán)簇在隨后的回火過程中充當(dāng)形成細(xì)碳化物的核。而回火過程中細(xì)碳化物的析出一方面降低了馬氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)[19]，另一方面，使殘余應(yīng)力得以釋放。

此外，當(dāng)試樣從低溫恢復(fù)到室溫時(shí)，隨著溫度升高，碳原子的擴(kuò)散能力會(huì)變強(qiáng)，此時(shí)碳原子會(huì)在孿晶表面或其他缺陷上發(fā)生短距離的偏析，形成超細(xì)碳化物，從而使殘余應(yīng)力得到更大程度的釋放。在回火過程前添加的冷熱循環(huán)工藝會(huì)進(jìn)一步促進(jìn)碳原子的偏聚[20]，在回火過程中，促進(jìn)組織的細(xì)化和碳化物的析出，從而促進(jìn)殘余應(yīng)力的釋放，最終使得Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的殘余應(yīng)力的降低幅度比Q-P-CT-T 工藝處理試樣的殘余應(yīng)力降低幅度大。

3 結(jié)論

1)Q-P-(CT)2-T工藝有利于NM300耐磨鋼中的不穩(wěn)定殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，促進(jìn)碳化物的析出，細(xì)化其顯微組織。

2)NM300 耐磨鋼經(jīng)Q-P-(CT)2-T 工藝處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和沖擊韌性都有提升，伸長(zhǎng)率提高了7.7%，強(qiáng)塑積達(dá)到20.8 GPa·%，表現(xiàn)出優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

3)與經(jīng)Q-P-T 工藝處理后的NM300 耐磨鋼對(duì)比，經(jīng)Q-P-(CT)2-T工藝處理后試樣的耐磨性提高了27%。

4)與經(jīng)Q-P-T 工藝處理后的NM300 耐磨鋼對(duì)比，經(jīng)過Q-P-(CT)2-T工藝處理后試樣最小殘余應(yīng)力大幅下降，下降幅度達(dá)到66%。