陳軍明， 孔令男， 尹臣男， 胡雨燦， 陳志國，

（1.中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410083； 2.湖南人文科技學院 能源與機電工程學院，湖南 婁底 417000； 3.湖南華菱漣源鋼鐵有限公司，湖南 婁底 417009）

低合金耐磨鋼因其合金含量低、易制備、耐磨性能好等優(yōu)勢，在工程機械、采礦、冶金等領域得到廣泛應用［1-2］。 隨著工程設備向輕量化、規(guī)模大型化、應用條件苛刻化發(fā)展，對耐磨鋼性能要求逐漸提高。 傳統(tǒng)加工方法（淬火、回火）制備的低合金耐磨鋼強度高、硬度高，但塑韌性不足，未能充分發(fā)揮其性能潛力［3］，因此，新型熱處理工藝在耐磨鋼性能改善方面?zhèn)涫荜P注。淬火配分（Q-P）工藝作為一種新型熱處理工藝，其核心是將碳原子配分至奧氏體，獲得由馬氏體和富碳殘余奧氏體組成的復相組織，經(jīng)Q-P 工藝處理的鋼具備良好的強塑性［4-5］。 淬火-配分-回火（Q-P-T）工藝在Q-P 工藝基礎上引入回火處理，促進碳化物析出，可進一步提升材料的力學性能［6］。 文獻［7-8］采用Q-P-T工藝分別對20Si2Ni3 鋼、高碳鋼耐磨行為進行研究，發(fā)現(xiàn)殘余奧氏體在應變下發(fā)生馬氏體相變，硬化表面層，同時緩解形變過程的局部應力集中，鋼的耐磨性能均較傳統(tǒng)工藝得到提高。 但文獻［9］研究發(fā)現(xiàn)，塊狀殘余奧氏體在磨損過程轉(zhuǎn)變?yōu)榇执篑R氏體，導致裂紋快速萌生及擴展，降低耐磨性能。 而深冷處理作為一種清潔且有效的熱處理方法，已應用于對耐磨鋼的處理，研究發(fā)現(xiàn)：深冷處理可消除穩(wěn)定性差的殘余奧氏體和細化組織組成物，提升材料硬度、尺寸穩(wěn)定性、耐磨性和韌性［10-14］，但目前關于深冷處理結合淬火配分工藝對低合金耐磨鋼進行熱處理的研究鮮見報道。 本文研究了淬火配分-深冷復合處理工藝對NM300 低合金耐磨鋼微觀組織、力學性能和耐磨性的影響，對深入挖掘低合金耐磨鋼的性能潛力具有一定指導意義。

1 實驗材料及方法

實驗用材料為NM300 低合金耐磨鋼，其化學成分如表1 所示。 實驗工藝路線為：材料在860 ℃部分奧氏體化30 min 后，分別進行以下處理：①立即將部分材料直接水淬至室溫（淬火態(tài)樣品）；②部分材料在280 ℃鹽浴淬火60 s，隨后立即水淬至室溫（淬火配分態(tài)樣品）；③將部分淬火配分態(tài)材料置于-196 ℃液氮中進行4 h 深冷處理（淬火配分-深冷態(tài)樣品）；④分別將淬火態(tài)、淬火配分態(tài)和淬火配分-深冷態(tài)樣品進行250 ℃× 1 h 回火處理。

表1 NM300 化學成分（質(zhì)量分數(shù)）／%

采用HMV-2T 硬度計測量硬度。 按照GB／T 12444—2006 要求，在UMT3 往復式試驗機上實施摩擦磨損測試，條件為室溫干摩擦，載荷30 N，滑動距離5 mm，時間45 min，獲取磨痕二維輪廓數(shù)據(jù)并計算金屬體積磨損量。 按照GB／T 229—2007 要求，在JB-300A室溫沖擊儀上實施室溫沖擊測試。 按照GB／T 228.1—2010 要求，在Instron3369 拉伸機上實施室溫拉伸測試，拉伸速率2 mm／min。 采用SIRION200 場發(fā)射掃描電子鏡觀察微觀組織。 采用Quanta-200 環(huán)境掃描電子顯微鏡對沖擊斷口以及磨損形貌進行微觀表征。 采用D／Max2550 X 射線衍射儀進行物相分析，掃描速度為4°／min，掃描范圍為40°～100°，并通過式（1）計算殘余奧氏體體積分數(shù)。

式中Vγ為殘余奧氏體體積分數(shù)，%；Iγ為（111）γ、（200）γ、（220）γ 衍射峰強度；Iα為（200）α、（211）α衍射峰強度。

2 實驗結果與討論

2.1 微觀組織及力學性能

圖1為不同熱處理工藝下耐磨鋼的微觀組織SEM 圖像。 由圖1 可知，直接淬火態(tài)試樣組織由馬氏體和鐵素體組成；淬火配分態(tài)試樣組織由馬氏體／貝氏體、鐵素體、殘余奧氏體（RA）及碳化物組成，在淬火配分過程，碳原子從過飽和馬氏體擴散至殘余奧氏體，因此殘余奧氏體主要分布在馬氏體或貝氏體板條之間；淬火配分態(tài)試樣經(jīng)深冷回火處理后，馬氏體／貝氏體板條間距明顯減小，位于鐵素體或貝氏體晶界附近的塊狀殘余奧氏體減少。

圖1 不同熱處理狀態(tài)下樣品微觀組織SEM 圖像

圖2為不同熱處理狀態(tài)下耐磨鋼應力-應變曲線和XRD 衍射圖譜。 表2 為試樣硬度、沖擊韌性、抗拉強度、延伸率和強塑積統(tǒng)計結果。 由圖2（a）和表2 可知，直接淬火態(tài)試樣強度和硬度高但塑韌性低，淬火配分態(tài)、淬火配分-深冷態(tài)試樣塑韌性高，強塑積均達到17 GPa·%以上，表現(xiàn)出良好的綜合力學性能。 淬火配分-深冷態(tài)下試樣的沖擊韌性為140.3 J／cm2，較淬火配分態(tài)提升了5.97%。 圖2（b）結合公式（1），計算得到淬火態(tài)、淬火配分態(tài)、淬火配分-深冷態(tài)試樣殘余奧氏體體積分數(shù)分別為1.11%、11.60%、10.04%。 淬火態(tài)試樣中塑性相殘余奧氏體數(shù)量少，并且高密度位錯和過飽和碳原子導致馬氏體高強度和高硬度，引起應力集中，導致較低的塑韌性，形變過程易于開裂。 試樣經(jīng)碳配分處理引入了一定數(shù)量的殘余奧氏體，殘余奧氏體在應變作用下發(fā)生相變誘導塑性效應［15］，緩解形變過程中局部應力集中，且具有鈍化裂紋效果，提升了塑韌性。 深冷處理可促進淬火配分態(tài)試樣組織中部分不穩(wěn)定殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，增加組織中馬氏體數(shù)量，提升了基體抗拉強度，消減了塊狀殘余奧氏體數(shù)量及尺寸，降低了塊狀殘余奧氏體在應變過程轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟠嘈择R氏體的風險。 并且，有學者研究發(fā)現(xiàn)，位于馬氏體／貝氏體板條間的片狀殘余奧氏體在深冷環(huán)境下分解為精細的馬氏體-奧氏體組織，形成更多的晶粒邊界，細化了顯微組織，有利于阻礙裂紋的擴展［16］，因此淬火配分-深冷復合處理提升了材料的韌性。

圖2 不同熱處理狀態(tài)下樣品應力-應變曲線和XRD 衍射圖譜

表2 不同熱處理狀態(tài)下樣品耐磨鋼力學性能

圖3為不同熱處理狀態(tài)下沖擊斷口形貌。 從圖3可以看出，斷口形貌均存在大量韌窩，為典型的韌窩斷裂。 淬火態(tài)試樣韌窩小且淺，表現(xiàn)為較低的韌性。 深冷態(tài)試樣斷口形貌的韌窩在深淺、尺寸方面較淬火配分態(tài)更均勻，因此在沖擊載荷作用下能吸收更多的能量，表現(xiàn)出良好的韌性，并且深冷處理時碳原子因低溫導致的晶格收縮而逸出，釋放了部分應力，提升了韌性［17］。

圖3 不同熱處理狀態(tài)下樣品沖擊斷口圖

2.2 耐磨性能

圖4為試樣磨損表面同一基準位置的磨痕二維輪廓。 表3 為不同熱處理狀態(tài)下耐磨鋼體積磨損量。 結合圖4 和表3 可知，不同熱處理狀態(tài)下試樣磨痕寬度相近，但磨損深度各異，表明不同的金屬體積磨損量。 淬火態(tài)試樣磨痕深度最深，對應的體積磨損量最大，表現(xiàn)出最低的抗磨損能力；淬火配分-深冷態(tài)試樣磨痕寬度窄且深度淺，磨損過程金屬體積損失量少，較淬火配分態(tài)試樣表現(xiàn)出更優(yōu)的耐磨性能，耐磨性提升了29.0%。

圖4 試樣磨痕二維輪廓圖

表3 不同熱處理狀態(tài)下樣品體積磨損量

圖5 為不同熱處理狀態(tài)試樣磨損表面中心位置磨損形貌SEM 圖像。 由圖5 看出，磨損形貌主要由剝落坑、磨屑及溝槽組成。 淬火態(tài)試樣磨損表面存在大量的剝落和磨屑，這是由于磨損初期位錯快速堆積導致應力集中，形成的裂紋引起表面硬化層整體脫落。 淬火配分態(tài)及淬火配分-深冷態(tài)試樣磨損路徑上僅有少量的磨屑及剝落，表明磨損過程體積磨損量小，具有較強的抵抗磨損能力，這可能與殘余奧氏體有關，文獻表明殘余奧氏體在磨損過程發(fā)生馬氏體相變，轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛捡R氏體，提升表面硬度，同時緩解局部應力集中，從而提高耐磨性［18］。 值得注意的是，塊狀殘余奧氏體穩(wěn)定性差，應力誘導應變時產(chǎn)生的粗大馬氏體易于裂紋的萌生及擴展，而淬火配分-深冷態(tài)試樣在深冷回火過程中馬氏體／貝氏體間距減小，細化了顯微組織，同時消除了不穩(wěn)定的塊狀殘余奧氏體，減少了磨損過程裂紋萌生點，因此相對淬火配分態(tài)試樣提升了耐磨性。

圖5 不同熱處理狀態(tài)下樣品磨損形貌SEM 圖像

3 結 論

1） 淬火配分-深冷復合處理的NM300 耐磨鋼組織由馬氏體／貝氏體、鐵素體和殘余奧氏體組成，馬氏體／貝氏體板條間距較淬火配分態(tài)明顯減小。

2） 經(jīng)淬火配分-深冷復合處理的耐磨鋼抗拉強度、硬度和沖擊韌性均得到提高，強塑積達到17 GPa·%以上，沖擊韌性為140.3 J／cm2（較淬火配分態(tài)提升了5.97%），耐磨性較淬火配分態(tài)提升了29.0%。

3） 淬火配分-深冷復合處理消減了不穩(wěn)定的塊狀殘余奧氏體數(shù)量及尺寸，細化了耐磨鋼顯微組織，提高了耐磨鋼的綜合力學性能。