陳軍明， 孔令男， 尹臣男， 胡雨?duì)N， 陳志國(guó)，

（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）

低合金耐磨鋼因其合金含量低、易制備、耐磨性能好等優(yōu)勢(shì)，在工程機(jī)械、采礦、冶金等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用［1-2］。 隨著工程設(shè)備向輕量化、規(guī)模大型化、應(yīng)用條件苛刻化發(fā)展，對(duì)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(qiáng)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(guān)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?xì)堄鄪W氏體組成的復(fù)相組織，經(jīng)Q-P 工藝處理的鋼具備良好的強(qiáng)塑性［4-5］。 淬火-配分-回火（Q-P-T）工藝在Q-P 工藝基礎(chǔ)上引入回火處理，促進(jìn)碳化物析出，可進(jìn)一步提升材料的力學(xué)性能［6］。 文獻(xiàn)［7-8］采用Q-P-T工藝分別對(duì)20Si2Ni3 鋼、高碳鋼耐磨行為進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)殘余奧氏體在應(yīng)變下發(fā)生馬氏體相變，硬化表面層，同時(shí)緩解形變過(guò)程的局部應(yīng)力集中，鋼的耐磨性能均較傳統(tǒng)工藝得到提高。 但文獻(xiàn)［9］研究發(fā)現(xiàn)，塊狀殘余奧氏體在磨損過(guò)程轉(zhuǎn)變?yōu)榇执篑R氏體，導(dǎo)致裂紋快速萌生及擴(kuò)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(yīng)用于對(duì)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(xì)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(guān)于深冷處理結(jié)合淬火配分工藝對(duì)低合金耐磨鋼進(jìn)行熱處理的研究鮮見(jiàn)報(bào)道。 本文研究了淬火配分-深冷復(fù)合處理工藝對(duì)NM300 低合金耐磨鋼微觀組織、力學(xué)性能和耐磨性的影響，對(duì)深入挖掘低合金耐磨鋼的性能潛力具有一定指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用材料為NM300 低合金耐磨鋼，其化學(xué)成分如表1 所示。 實(shí)驗(yàn)工藝路線為：材料在860 ℃部分奧氏體化30 min 后，分別進(jìn)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(jìn)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(jìn)行250 ℃× 1 h 回火處理。

表1 NM300 化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）／%

采用HMV-2T 硬度計(jì)測(cè)量硬度。 按照GB／T 12444—2006 要求，在UMT3 往復(fù)式試驗(yàn)機(jī)上實(shí)施摩擦磨損測(cè)試，條件為室溫干摩擦，載荷30 N，滑動(dòng)距離5 mm，時(shí)間45 min，獲取磨痕二維輪廓數(shù)據(jù)并計(jì)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(shí)施室溫沖擊測(cè)試。 按照GB／T 228.1—2010 要求，在Instron3369 拉伸機(jī)上實(shí)施室溫拉伸測(cè)試，拉伸速率2 mm／min。 采用SIRION200 場(chǎng)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(duì)沖擊斷口以及磨損形貌進(jìn)行微觀表征。 采用D／Max2550 X 射線衍射儀進(jìn)行物相分析，掃描速度為4°／min，掃描范圍為40°～100°，并通過(guò)式（1）計(jì)算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。

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

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 微觀組織及力學(xué)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(guò)程，碳原子從過(guò)飽和馬氏體擴(kuò)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(yīng)力-應(yīng)變曲線和XRD 衍射圖譜。 表2 為試樣硬度、沖擊韌性、抗拉強(qiáng)度、延伸率和強(qiáng)塑積統(tǒng)計(jì)結(jié)果。 由圖2（a）和表2 可知，直接淬火態(tài)試樣強(qiáng)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(qiáng)塑積均達(dá)到17 GPa·%以上，表現(xiàn)出良好的綜合力學(xué)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(jié)合公式（1），計(jì)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?jǐn)?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(cuò)和過(guò)飽和碳原子導(dǎo)致馬氏體高強(qiáng)度和高硬度，引起應(yīng)力集中，導(dǎo)致較低的塑韌性，形變過(guò)程易于開(kāi)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(yīng)變作用下發(fā)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)［15］，緩解形變過(guò)程中局部應(yīng)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(jìn)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(qiáng)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(yīng)變過(guò)程轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟠嘈择R氏體的風(fēng)險(xiǎn)。 并且，有學(xué)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(xì)的馬氏體-奧氏體組織，形成更多的晶粒邊界，細(xì)化了顯微組織，有利于阻礙裂紋的擴(kuò)展［16］，因此淬火配分-深冷復(fù)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(yīng)力-應(yīng)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(xué)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(shí)碳原子因低溫導(dǎo)致的晶格收縮而逸出，釋放了部分應(yīng)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(zhǔn)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(jié)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(duì)應(yīng)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(guò)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(cuò)快速堆積導(dǎo)致應(yīng)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(guò)程體積磨損量小，具有較強(qiáng)的抵抗磨損能力，這可能與殘余奧氏體有關(guān)，文獻(xiàn)表明殘余奧氏體在磨損過(guò)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(shí)緩解局部應(yīng)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(yīng)力誘導(dǎo)應(yīng)變時(shí)產(chǎn)生的粗大馬氏體易于裂紋的萌生及擴(kuò)展，而淬火配分-深冷態(tài)試樣在深冷回火過(guò)程中馬氏體／貝氏體間距減小，細(xì)化了顯微組織，同時(shí)消除了不穩(wěn)定的塊狀殘余奧氏體，減少了磨損過(guò)程裂紋萌生點(diǎn)，因此相對(duì)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(jié) 論

1） 淬火配分-深冷復(fù)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(fù)合處理的耐磨鋼抗拉強(qiáng)度、硬度和沖擊韌性均得到提高，強(qiáng)塑積達(dá)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(fù)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(xì)化了耐磨鋼顯微組織，提高了耐磨鋼的綜合力學(xué)性能。