基于Q-P-C-T工藝的NM300耐磨鋼組織、綜合性能及殘余應力調控

沈聰，孔令男，尹臣男，陳軍明，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(NM300)因其成本低、耐磨性能好、生產方式靈活[1]等顯著優勢，在工程機械、礦山機械、水泥器械和冶金設備等領域得到了廣泛的應用。隨著器械設備服役環境逐漸惡化，人們對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的加工方法，因其靈活、方便、成本低等優點，在耐磨鋼的改性方面應用廣泛。

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一步提高鋼材的力學性能。大量研究表明，殘余奧氏體產生的相變誘導塑性(TRIP)和阻礙裂紋擴展(BCP)效應能促進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(DARA)的新效應，即奧氏體相可以從相鄰的馬氏體板條上連續吸收大量位錯，促進材料性能的提高。

深冷處理(deep cryogenic treatment, DCT)是一種常規熱處理工藝，是指將材料置于特定的可控低溫環境(一般在-160 ℃以下)，通過改變材料的微觀組織結構來優化性能的技術。大量研究表明，深冷處理可促進殘余奧氏體向馬氏體轉變以及精細碳化物的析出，優化顯微組織結構從而改善材料性能[7-8]，提升材料硬度、耐磨性、尺寸穩定性、殘余應力、疲勞特性等力學性能[9-10]。

由此可見，深冷處理和淬火-碳分配-回火處理均對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制，而有關Q-P-C-T工藝對不同材料綜合性能和殘余應力影響的研究不夠系統，因此有必要研究同時采用DCT 工藝和Q-P-T工藝對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-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冷熱循環處理，并研究該工藝對耐磨鋼NM300 組織演變、綜合力學性能、耐磨性以及殘余應力的影響。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗樣品和工藝

研究樣品選自某鋼廠生產的厚度為4 mm、型號為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(質量分數)。新型熱處理工藝(Q-P-(CT)2-T)和常規的熱處理工藝(Q-P-T)流程對比如圖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種不同的工藝對材料進行處理：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，再進行1 次循環，時間和溫度保持不變，之后再進行250 ℃的回火處理。

1.2 實驗方法

采用Instron 3369 力學試驗機測試不同熱處理工藝下試樣的拉伸性能，每種工藝下各取3個平行樣進行測定，拉伸速率為2 mm/min，試樣厚度為2 mm，試樣尺寸根據國標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度×寬度×厚度為55.0 mm×10.0 mm×2.5 mm，沖擊試樣機型號為JB-300A。采用型號為HMV-2T的島津硬度計測量不同熱處理狀態下試樣的顯微硬度，載荷為0.98 N，保載時間為10 s。

摩擦磨損實驗在型號為UMT-3往復摩擦磨損試驗機上進行。摩擦磨損樣品長×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打磨至表面光滑。摩擦條件為大氣環境下的室溫干摩擦，摩擦副為直徑9.5 mm 的Cr 鋼球，轉速為200 r/min，負載為30 N，摩擦滑動距離為5 mm，時間為45 min，摩擦因數由相連的計算機自動采集，得到摩擦因數曲線。磨損前和磨損后的質量均采用型號為BSA224S-CW 的電子天平稱量。

采用型號為ASMB1-16 的盲孔法殘余應力測試儀；對于不同的熱處理實驗，在測量時取同一位置的樣品。打孔時，孔徑深度為2 mm。

采用SIRION200 型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣顯微結構其長度×寬度×厚度為10 mm×10 mm×4 mm，同時采用環境掃描電子顯微鏡(SEM,Quanta-200,25 kV)觀察試樣拉伸斷口、沖擊斷口和摩擦磨損形貌。

在型號為D/Max2550的X射線衍射儀(XRD)分析儀上，采用步長為0.02°的Cu Kα (波長λ=0.154 18 nm)輻射源進行殘留奧氏體體積分數的測量和相分析，當工作電壓為40 kV，工作電流為250 mA 時，以4°/min 的掃描速度采集35°～105°范圍內的XRD 數據，通過下式計算殘余奧氏體的體積分數及碳質量分數。

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

殘余奧氏體中的碳質量分數計算公式[14-15]為：

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

2 結果與討論

2.1 微觀組織

經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量相對更多，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量少且細，這可能是因為深冷處理過程中殘余奧氏體轉變成了馬氏體。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小，這是因為碳在鐵素體中的溶解度低，在低溫環境下，晶格收縮進一步降低了碳的溶解度，冷熱循環增強了亞穩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數和碳質量分數。由圖4 可知：經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數分別為13.48%，12.51%和11.32%，呈下降趨勢，這與深冷過程中殘余奧氏體轉變為馬氏體密切相關。相關研究表明[16]，奧氏體中的碳質量分數是影響其穩定性的重要因素。從圖4(b)可以看出：經過冷熱循環處理的試樣其含碳質量分數是最高的，一方面可能是由于深冷處理過程中促進了不穩定奧氏體的轉變，另一方面則是因為深冷處理后的回火延長了碳分配的過程，促進碳原子的分配，而冷熱循環更是促進了這一過程的發生，使得奧氏體中的碳質量分數升高。

2.2 力學性能

3種不同工藝處理下試樣的拉伸性能及相應斷口形貌對比如圖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Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣的抗拉強度和屈服強度都呈現出輕微上升的趨勢，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工藝下試樣抗拉強度提高，這是因為深冷過程促進了不穩定殘余奧氏體轉變為馬氏體。Q-P-(CT)2-T和Q-P-CT-T 工藝所得試樣的伸長率相對于Q-P-T工藝所得試樣的伸長率分別提高了7.7%和5.5%，這是因為Q-P-(CT)2-T 工藝使得試樣顯微組織細化、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度，而且增加了鋼的應力集中風險。有研究表明[17]，殘余應力的釋放促進了殘余奧氏體的TRIP 效應，從而進一步提高了鋼的延展性。從圖5(b)～(d)可以看出：經過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生鈍化，尖端前方的第二相粒子或者夾雜物容易產生微孔洞，裂紋尖端會擴展到下一個第二相粒子處，然后繼續擴展，最后形成韌窩。隨著變形過程不斷進行，裂紋不斷生成、擴展和聚合，當變形停止時，裂紋擴展也隨之停止。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力-應變曲線如圖6 所示。由圖6可見：Q-P-T 工藝所得試樣相對于Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 工藝所得試樣斷裂時的應變更低。此外，由表1可知3種工藝所得試樣的強塑積都均大于19 GPa·%，其中經Q-P-(CT)2-T處理的試樣的強塑積達到20.8 GPa·%，體現了其優良的綜合力學性能。

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

圖7(a)所示為經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系。由圖7(a)可見：試樣顯微維氏硬度呈上升趨勢，冷熱循環過程中顯微組織的細化是試樣硬度上升的主要原因。同時，在深冷過程中新生成的馬氏體也促進了試樣硬度的提高。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。深冷循環過程碳化物的析出釋放了一部分的內應力，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量的關系、平均摩擦因數與磨損率的關系和摩擦因數曲線。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量、平均摩擦因數和磨損率都呈現下降的趨勢。其中，平均摩擦因數是指整個摩擦磨損階段的平均摩擦因數。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的變化趨勢相近，先是快速上升，接著下降，之后再緩慢上升，最后趨于穩定；而Q-P-(CT)2-T 試樣摩擦因數先是緩慢上升，之后再趨于穩定。在摩擦球和鋼材表面接觸初期，受表面粗糙度、環境、濕度等因素的影響，摩擦因數快速上升，隨后再下降，此階段稱為預磨損階段；隨著磨損時間延長，磨球與鋼表面接觸更加穩定，進入磨合階段，此階段3種試樣的摩擦因數緩慢上升；而后隨著磨損時間的延長，進入穩定磨損階段，在這個階段，摩擦因數相對穩定，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，故其摩擦因數在穩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比如圖9 所示。從圖9(a)和9(b)可以看出：經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。在摩擦實驗中，較軟區域的材料表面將會被快速移除，從而產生嚴重的塑性變形，同時磨粒還擠壓著變形區兩側的金屬，當磨粒壓入一定深度后，該區域內的材料微粒便發生斷裂并脫落，形成磨屑，使得材料表面的受損程度比較嚴重。

在磨損實驗中，鋼板在磨球作用下變形后，由于接觸應力的作用，在表面形成微裂紋，裂紋可能從表面擴展到脫落的薄層，在表面形成不規則剝落。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，阻礙裂紋擴展的能力越強。圖9(a)和圖9(b)所示試樣均出現了裂紋，說明二者的耐磨性均比Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的低。在往復式摩擦實驗中，由于沖擊力較小，無法充分觸發殘余奧氏體的TRIP 效應，雖然Q-P-T 試樣的殘余奧氏體的數量比其他2種試樣的高，但殘余奧氏體TRIP 效應對耐磨性的貢獻很小，這與文獻[18]中結果基本符合。而且，通過冷熱循環處理的試樣殘余應力降低，試樣表面尺寸穩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，經過Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣相對于Q-P-T工藝處理試樣的耐磨性提高了26%。

2.4 殘余應力

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

殘余應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變的共同結果。只有冷卻到一定溫度時，馬氏體相變才能產生足夠的內應力，從而產生晶體缺陷。環境溫度越低，馬氏體變得更加過飽和，馬氏體的晶格畸變和熱力學不穩定性增加，促使碳和合金元素向附近的缺陷靠近[10]，形成團簇。這些團簇在隨后的回火過程中充當形成細碳化物的核。而回火過程中細碳化物的析出一方面降低了馬氏體中的碳質量分數[19]，另一方面，使殘余應力得以釋放。

此外，當試樣從低溫恢復到室溫時，隨著溫度升高，碳原子的擴散能力會變強，此時碳原子會在孿晶表面或其他缺陷上發生短距離的偏析，形成超細碳化物，從而使殘余應力得到更大程度的釋放。在回火過程前添加的冷熱循環工藝會進一步促進碳原子的偏聚[20]，在回火過程中，促進組織的細化和碳化物的析出，從而促進殘余應力的釋放，最終使得Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的殘余應力的降低幅度比Q-P-CT-T 工藝處理試樣的殘余應力降低幅度大。

3 結論

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

2)NM300 耐磨鋼經Q-P-(CT)2-T 工藝處理后，其抗拉強度、屈服強度和沖擊韌性都有提升，伸長率提高了7.7%，強塑積達到20.8 GPa·%，表現出優良的綜合力學性能。

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

4)與經Q-P-T 工藝處理后的NM300 耐磨鋼對比，經過Q-P-(CT)2-T工藝處理后試樣最小殘余應力大幅下降，下降幅度達到66%。