不同沖擊載荷下輕質耐磨鋼的組織及耐磨性研究

梁力文 王青峰 毛憶瑄 程 奔 劉日平 孫建昌 陳民濤

（1.燕山大學 亞穩材料制備技術與科學國家重點實驗室，河北 秦皇島 066004；2.太原重工股份有限公司 技術中心，山西 太原 030000）

傳統高錳鋼（如Mn13）經過時效處理后具有良好的沖擊韌性和加工硬化性能［1］，因而被廣泛用作礦山、冶金、機械用耐磨件材料。但是傳統高錳鋼的初始硬度、屈服強度低，在低、中沖擊載荷下不能達到或保持良好的耐磨性能，并且材料密度大，導致大型工件質量大，能源消耗多。Fe-Mn-Al-C系輕質高強鋼是在傳統高錳鋼成分基礎上添加一定量的Al 以降低其密度。每添加質量分數為1%的鋁，鋼密度降低1.3%左右［2］。此外，Fe-Mn-Al-C系輕質鋼還具有優異的力學性能，屈服強度為400 ～1 000 MPa，抗拉強度為600 ～2 000 MPa，斷后伸長率最高可達100%［3］。

國內外研究人員對Fe-Mn-Al-C 系輕質鋼的力學性能、第二相析出及其強化機制進行了深入研究［4-9］，結果表明，合適的熱處理（時效）能促使鋼中析出碳化物，阻礙變形過程中位錯的運動，導致鋼的強度提高、加工硬化率和斷后伸長率降低。彭世廣等［10］對固溶時效態Fe-24Mn-7Al-1.0C鋼的沖擊磨損性能進行了研究，發現在0.5 J 的低沖擊載荷下，其耐磨性是固溶態Mn13Cr2 鋼的1.40倍。Ba 等［11］研究表明，固溶時效態Fe-25Mn-7Al-1.0C鋼經過爆炸硬化處理后的耐磨性是Mn13Cr2 鋼的1.61 ～1.68 倍。但目前關于不同熱處理條件下Fe-Mn-Al-C 系高錳鋼的力學性能、沖擊磨損性能及硬化機制的研究相對較少。本文以傳統Mn13Mo 高錳鋼為對比材料，研究了輕質Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 耐磨鋼經固溶處理和固溶＋時效處理后的力學性能、沖擊磨損性能及磨損機制，以期進一步挖掘Fe-Mn-Al-C系高錳鋼的應用潛力。

1 試驗材料及方法

1.1 試樣及加工

試驗材料為輕質Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 耐磨鋼，對比材料為Mn13Mo 鋼，兩者化學成分如表1所示。將鑄錠鋸切后，線切割加工成沖擊、拉伸及磨損試樣毛坯，沖擊試樣尺寸為13 mm×13 mm×60 mm，拉伸試樣尺寸為13 mm×13 mm ×90 mm，沖擊磨損試樣尺寸為13 mm×13 mm×35 mm。

表1 試驗鋼的化學成分Table 1 Chemical compositions of the tested steels%

基于目前國內礦山機械用耐磨鋼的熱處理工藝，參照GB／T 5680—2010《奧氏體錳鋼鑄件》對Mn13Mo鋼進行1 080 ℃保溫2 h 的固溶處理和350 ℃保溫4 h的時效處理。為了獲得單一穩定奧氏體相，消除鑄態組織的不均勻性，并探究時效工藝對Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 耐磨鋼的組織與性能的影響，對鋼進行以下3 種條件下的熱處理：（1）1 100 ℃保溫2 h固溶處理；（2）1 100 ℃保溫2 h 固溶處理＋300 ℃保溫5 h 時效處理；（3）1 100 ℃保溫2 h固溶處理＋500 ℃保溫2、5 h時效處理，熱處理工藝曲線如圖1 所示。為了便于描述，將Mn13Mo鋼的熱處理工藝定義為Q1 ＋A，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼的熱處理工藝分別定義為Q2、Q2 ＋A1、Q2 ＋A2、Q2 ＋A3。

圖1 熱處理工藝Fig.1 Heat treatment processes

按GB／T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1 部分：室溫試驗方法》、GB／T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》與T／CFA 010604-3—2016《鋼鐵材料沖擊磨料磨損試驗方法》，將原始毛坯分別精加工成10 mm ×10 mm ×30 mm 的沖擊磨損試樣，夾持端橫截面直徑為10 mm、原始標距（L0）為5 倍原始直徑（d0）的拉伸試樣，10 mm×10 mm×55 mm 的V 型缺口沖擊試樣，試驗溫度為－40 ℃。不同熱處理條件下的力學性能均檢測3 次，取平均值。

1.2 沖擊磨損試驗

采用MLD-10B型動載荷磨料磨損試驗機，在1、2 和4 J 載荷下進行沖擊磨損試驗，分別對應低、中、高應力工況，其結構原理如圖2 所示。上試樣為標準試樣（試驗鋼），由10 kg 的沖錘帶動以200 次／min的頻率做上下往復運動；下試樣為圓環形對磨試樣，其外圓直徑為50 mm，內圓直徑為30 mm，厚度為15 mm，由電動機主軸帶動以200 r／min 的速率進行旋轉對磨。其中，下試樣（對磨試樣）為調質45 鋼（碳質量分數為0.44%，硬度為58 HRC）。采用粒徑為1.50 ～2.36 mm的特制石英砂，磨料流量為20 kg／h。沖擊時間為1 h。磨損試驗結束后，將試樣分別用丙酮溶液和無水乙醇溶液在超聲波清洗儀中清洗180 s，然后用精度為0.1 mg的電子天平稱取質量，每個試樣稱取3 次，取其平均值作為磨損結果。

圖2 MLD-10B型動載荷磨料磨損試驗機結構原理圖Fig.2 Structural schematic diagram of MLD-10B dynamic load abrasive wear testing machine

1.3 材料表征

分別使用體積分數為4%和20%的硝酸酒精溶液對磨損試驗前后的試樣進行腐蝕，然后在Axiover-200MAT 型蔡司金相顯微鏡（optical microscope，OM）下觀察微觀組織。利用Rigaku D／max- 2500／PC 型X 射線衍射儀（X-ray Diffractometer，XRD）分析固溶＋時效處理前后試樣的物相組成，采用Cu靶，工作電壓為40 kV，電流為100 mA。采用S-3400N 型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察磨損前后試樣的表面、側面組織形貌。將磨損后試樣的凸起部分切除，拋光后測試其磨損表面布氏硬度。最后將磨損后試樣沿中軸側面切開，經磨、拋和腐蝕后在金相顯微鏡下觀察磨損形貌。

2 試驗結果

2.1 微觀組織與力學性能

Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 和Mn13Mo 鋼經不同工藝熱處理后的力學性能如表2 所示。可以看出，固溶和時效處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的屈服強度、斷后伸長率與硬度均高于Mn13Mo鋼。經500 ℃保溫2 h 時效處理（Q2 ＋A2）的Fe-26Mn-7. 5Al-1. 0C 鋼的屈服強度相比固溶態（Q2）提高了59%，抗拉強度提高了36%，硬度提高了10%，與經時效處理（Q1 ＋A）的Mn13Mo 鋼相比，屈服強度提高了75%，抗拉強度提高了34%，斷后伸長率提高了29%，硬度提高了15%，并且具有良好的沖擊韌性。500 ℃保溫5 h 時效處理（Q2 ＋A3）后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的強度與硬度進一步提高，但斷后伸長率和沖擊韌性明顯降低。

表2 經不同工藝熱處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C和Mn13Mo鋼的力學性能Table 2 Mechanical properties of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after being heat treated by different processes

兩種試驗鋼的微觀組織如圖3 所示，均為單相奧氏體。其中，經過350 ℃保溫4 h（Q1 ＋A）時效處理的Mn13Mo 鋼晶界與晶內均有第二相析出；經過500 ℃保溫5 h 時效處理（Q2 ＋A3）的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼晶內與晶界均有數量較多、尺寸較大的第二相析出，隨著時效溫度的提高與時效時間的增加，奧氏體晶粒尺寸略微減小。

圖3 經不同工藝熱處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C與Mn13Mo鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after being heat treated by different processes

不同工藝熱處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的XRD圖譜如圖4 所示。圖4 顯示：經固溶處理鋼的XRD圖譜中并沒有觀察到析出相或其他有序相的衍射峰，組織為單一奧氏體；經300 ℃保溫5 h時效處理后，在衍射角為33°時出現了κ相的（110）面衍射峰；隨著時效溫度的提高與時效時間的增加，κ（110）衍射峰的強度增強，這與彭世廣等［10］的研究結果相似。由局部放大圖可以看出，500 ℃時效2 h后，γ相的（111）面衍射峰向右偏移，時效時間進一步增加至5 h，衍射峰偏移程度增大，這與析出相的出現有關。富Al、Mn和C的過飽和奧氏體鋼在時效過程中發生了調幅分解，Al和C原子有序排列，使M3C型碳化物轉變為κ-碳化物［7］；同時奧氏體基體的固溶度下降，導致晶格間距減小，由布拉格方程（1）可知，d 值越小，則θ 值增大，故奧氏體衍射峰向右偏移。

圖4 不同工藝熱處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的XRD圖譜（a）和局部放大圖譜（b）Fig.4 XRD patterns（a）and close-up view（b）of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steels after being heat treated by different processes

式中：d 為晶面間距；θ 為入射束與反射面的夾角；λ為X射線的波長；n為衍射級數。

圖5 為經不同工藝熱處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的微觀組織及選區電子衍射斑點。由圖5（a，b）可見，經過固溶處理的鋼中并沒有第二相析出，衍射斑點標定基體為奧氏體。經過500 ℃保溫5 h（Q2 ＋A3）時效處理后，通過選區電子衍射斑點標定發現有納米級第二相，與奧氏體呈共格關系，如圖5（c，d）所示。經分析，該析出相為納米級（Fe，Mn）3AlCx，是具有L12結構的κ-碳化物［12］。經過時效處理后析出的納米級κ-碳化物呈塊狀柵格形分布于奧氏體晶內，對鋼的屈服強度有顯著影響［13］。結合表2 和圖3 可知，經過時效處理后析出的κ-碳化物均勻彌散地分布于奧氏體晶內，進而提高了鋼的強度和硬度，但尺寸較大κ-碳化物的析出也會影響鋼的斷后伸長率和低溫沖擊韌性。

圖5 不同工藝熱處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的微觀組織（a，c）及選區電子衍射斑點（b，d）Fig.5 Microstructures（a，c）and selected area electron diffraction spots（b，d）of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steels after being heat treated by different processes

2.2 沖擊磨損性能

材料耐磨性的計算公式為［14］：

式中：W為材料在單位時間內的磨損量，g／h。

圖6 為不同工藝熱處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C與Mn13Mo鋼的耐磨性對比。由圖6 可知，時效處理的Mn13Mo 鋼在2 J沖擊載荷下具有最好的耐磨性，隨著沖擊載荷的進一步增大，耐磨性下降。經過固溶和時效處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在不同沖擊載荷下的耐磨性變化趨勢基本一致，即在2 J載荷下耐磨性較低，在4 J 載荷下耐磨性最好，并且隨著時效溫度的提高與時效時間的增加，耐磨性提高。其中，經過500 ℃保溫5 h時效處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在1 J載荷下的耐磨性較Mn13Mo鋼提高了25.7%，在4 J載荷下的耐磨性提高了30.2%。經其他時效工藝處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼在1 J 載荷下的耐磨性較Mn13Mo鋼提高了20% ～23%，在4 J載荷下的耐磨性提高了6.0% ～21.0%。

圖6 不同工藝熱處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C與Mn13Mo鋼的耐磨性Fig.6 Wear resistance of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after being heat treated by different processes

表3 為不同工藝熱處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼經過不同沖擊載荷磨損后的表面硬度。由表3 可知，Mn13Mo 鋼經沖擊磨損后表面硬度明顯提高，在4 J 沖擊載荷下磨損后的平均硬度可達544 HB，但在硬度提高的同時材料脆性急劇增大，導致耐磨性下降。

表3 Fe-26Mn-7.5Al-1.0C和Mn13Mo鋼經過不同沖擊載荷磨損后的表面硬度Table 3 Surface hardness of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C and Mn13Mo steels after impact wear under different load conditions

Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼經過不同沖擊載荷磨損后的表面硬度增值較Mn13Mo 鋼低，并且固溶時效處理的鋼的硬度增值較固溶處理的低，這與κ-碳化物的析出有關。有研究［15］發現，位錯與κ-碳化物相互作用后會切過κ-碳化物，從而導致滑移平面軟化，應變硬化率降低。κ-碳化物的析出量越大，位錯與κ-碳化物相互作用的概率越大，應變硬化率下降越明顯，因此固溶時效的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼應變硬化率下降。但較高的初始硬度與良好的塑韌性結合使Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在高沖擊載荷下仍具有較高的耐磨性。

3 討論分析

3.1 沖擊磨損機制

圖7 為經過350 ℃保溫4 h 時效處理（Q1 ＋A）的Mn13Mo 鋼在不同沖擊載荷下磨損后的表面SEM 形貌?？梢钥闯?，Mn13Mo 鋼在1 和2 J沖擊載荷下磨損表面存在大面積深度較淺的犁溝與少量剝落坑。經過2 J 沖擊載荷磨損后，Mn13Mo鋼表面充分硬化，抵抗磨粒磨損的效果最佳，因此該材料的臨界沖擊載荷為2 J［16］。隨著沖擊載荷提高至4 J，材料表面塑性變形與磨損程度增大，犁溝減少，出現了大量分層坑與疲勞磨損導致的剝落坑；此外，磨損表面還出現了少量微裂紋，導致材料耐磨性下降。影響耐磨性的因素除硬度外，沖擊韌性的影響也很重要。在4 J 沖擊載荷、高應力條件下，材料表面快速硬化，同時脆性增大，在磨損較嚴重區域易產生微裂紋源，隨著磨損過程的繼續，裂紋逐漸擴展匯集，交匯于一處后導致材料表面基體大塊剝落，進而降低材料的耐磨性。

圖7 經過時效處理的Mn13Mo鋼在不同沖擊載荷下磨損后的表面SEM形貌Fig.7 SEM morphologies of worn surface of Mn13Mo steel after ageing treatment under different impact load conditions

圖8 為不同工藝熱處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼經過不同沖擊載荷磨損后的表面SEM 形貌。由圖8（a ～c）可以看出，隨著沖擊載荷的增加，固溶處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的磨損表面塑性變形程度逐漸增大。在1 J 沖擊載荷下，磨損表面主要是嵌入的磨粒在推擠壓力的作用下形成淺且長的犁溝；2 J沖擊載荷下，犁溝變得短且深，塑性變形程度增大，磨損形貌為不均勻分布的大量犁皺，并且存在少量剝落坑；4 J 沖擊載荷下，犁溝減少，出現較多的剝落坑與較深的分層坑。隨著沖擊載荷的增加，材料占主導地位的磨損機制變化趨勢為：微觀切削→微觀切削＋塑性變形磨損→塑性變形＋疲勞剝落。

圖8 不同工藝熱處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在不同沖擊載荷下磨損后的表面SEM形貌Fig.8 SEM morphologies of worn surface of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steel after being heat treated by different processes under different load conditions

由圖8（d ～f）可以看出：經過500 ℃保溫5 h時效處理（Q2 ＋A3）的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在1 J沖擊載荷下磨損表面形成的犁溝較固溶處理的淺且寬，這與時效析出的κ-碳化物強化基體、提高材料初始硬度有關；在2 J沖擊載荷下，犁溝深度增加、寬度減小，在切削磨損面還有石英砂磨粒繼續推擠作用下形成的二次犁溝，同時在犁溝周圍與塑性變形區存在少量剝落坑；沖擊載荷為4 J時，磨損表面為大范圍且較淺的犁溝與疲勞磨損形成的剝落坑，說明經過時效處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在高沖擊載荷下具有更優的耐磨性。這是因為：一方面，與Mn13Mo 鋼相比，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的Mn 和Al 元素含量更高，而Mn和Al 元素可以提高高錳鋼的加工硬化性能［17］；另一方面，時效析出的κ-碳化物在提高基體硬度的同時，彌散分布于奧氏體晶內起到抵抗磨料磨損的作用，加之奧氏體具有較高的加工硬化能力，使時效處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的耐磨性高于其固溶態及Mn13Mo鋼。隨著沖擊載荷的增加，500 ℃保溫5 h 時效處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼占主導地位的磨損機制變化趨勢為：微觀切削→微觀切削＋塑性變形磨損→微觀切削＋疲勞剝落。

3.2 加工硬化機制

圖9 為時效處理后Mn13Mo鋼磨損試樣的側面OM形貌?？梢钥闯觯琈n13Mo 鋼磨損側面有大量細密的滑移帶，隨著沖擊載荷的增加，滑移線間距減小。在4 J沖擊載荷下，Mn13Mo鋼晶粒細化，晶界存在粗大的碳化物。

圖9 時效處理后Mn13Mo鋼在不同沖擊載荷下磨損后的側面OM圖像Fig.9 OM images of worn side of Mn13Mo steel after aging treatment under different impact load conditions

圖10 為時效處理后Mn13Mo鋼在4 J沖擊載荷下磨損后的側面SEM形貌?？梢钥闯?，磨損側面存在許多緊密排列的沿流變分布的滑移線，這些滑移線之間呈近似平行關系，且不同晶粒內滑移線延展分布方向不同，材料內部存在不同取向的晶粒，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移方向也不相同。由于大量滑移線組成的滑移帶橫貫于晶內，在分割晶粒的同時起到了細化晶粒的作用，聚集排列的滑移線組成的滑移帶也是Mn13Mo鋼在沖擊磨損過程中加工硬化的主要原因。但隨著沖擊載荷的增加，材料急劇硬化的同時，晶界較多粗大的碳化物會增加開裂的敏感性，加之外應力的沖擊與磨粒的摩擦，為裂紋的擴展提供了條件，進而降低了材料的耐磨性，這也是圖7（c）中磨損表面存在較多微裂紋的原因。Peng等［18］研究了Mn13Cr2鋼固溶處理后在4 J沖擊載荷下磨損1 h 的磨損行為，發現其硬化機制主要為滑移帶與機械孿晶。本文Mn13Mo鋼在試驗沖擊磨損條件下的硬化機制主要為滑移帶，大量滑移帶與晶粒細化是其加工硬化率較高的主要原因。

圖10 時效處理后Mn13Mo鋼在4 J沖擊載荷下磨損后的側面SEM圖像Fig.10 SEM image of worn side of Mn13Mo steel after aging treatment under impact load of 4 J

圖11為經Q2 ＋A3時效處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼磨損試樣的側面SEM形貌?？梢钥闯?，隨著沖擊載荷的增加，磨損側面位錯滑移線密度增加，但滑移線的形態與Mn13Mo 鋼有所不同，其平直度較小且部分呈彎曲狀，晶粒尺寸沒有發生明顯變化。

圖11 Q2 ＋A3時效處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在不同沖擊載荷下磨損后的側面SEM圖像Fig.11 SEM images of worn side of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steel after Q2 ＋A3 aging treatment under different impact load conditions

圖12為Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼經過500 ℃保溫5 h（Q2 ＋A3）時效處理后，在4 J沖擊載荷下磨損后的側面SEM形貌?？梢钥闯觯? J沖擊載荷下，磨損側面出現大量位錯運動形成的具有一定深度與長度的滑移線，在晶界處滑移線方向發生變化，這與Mn13Mo鋼的規律一致。但從圖12（b）可以看出，其局部區域滑移線呈一定角度彎曲，分析應為扭折帶［16］。這與時效處理后大量析出的納米級κ-碳化物釘扎于晶內與晶界，對位錯的滑移運動起阻礙作用有關。扭折帶的產生說明材料內部局部晶格發生了旋轉，進而導致該區域晶內滑移系開動。由于扭折帶中存在大量不均勻堆積的位錯滑移線，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼表現出平面滑移特征。Abbasi等［19］研究了Al 的添加對高錳鋼塑性變形的影響，發現Al的添加增加了層錯能，層錯能增加使孿生變形所需的應力增加，故而Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼在沖擊應力作用下很難產生機械孿晶，其加工硬化機制主要為高密度的滑移線，這與Peng等［20］研究的Fe-25.1Mn-6.6Al-1.3C鋼在時效態下的結果一致。

圖12 Q2 ＋A3時效處理后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在4 J沖擊載荷下磨損后的側面SEM圖像Fig.12 SEM images of worn side of Fe-26Mn-7.5Al-1.0C steel after Q2 ＋A3 aging treatment under impact load of 4 J

4 結論

（1）Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 和Mn13Mo 鋼熱處理后的組織均為單相奧氏體。經過500 ℃保溫5 h時效后Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼中析出了大量納米級的κ-碳化物，導致其強度與硬度提高。經過500℃保溫2 h時效處理后，Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的力學性能最優，屈服強度較Mn13Mo 鋼提高了75%，抗拉強度提高了34%，斷后伸長率提高了29%，硬度提高了15%。

（2）時效處理后Mn13Mo 鋼在2 J沖擊載荷下磨損后表面充分硬化，耐磨性達到了最高，為9.25 g－1，但在高沖擊載荷下材料脆性增加，耐磨性下降。經過1 100 ℃保溫2 h固溶處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在1 J 沖擊載荷下具有最高的耐磨性，為8.02 g－1，較時效處理的Mn13Mo 鋼提高了11%；經過500 ℃保溫5 h時效處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼在4 J沖擊載荷下耐磨性最高，為10.12 g－1，較時效處理的Mn13Mo鋼提高了30.2%。

（3）時效處理的Mn13Mo 鋼的磨損機制主要為犁溝、剝落坑和微裂紋。固溶處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的磨損機制主要為犁溝和剝落坑；時效處理的Fe-26Mn-7.5Al-1.0C 鋼的磨損機制以切削犁溝、分層坑和剝落坑為主。

（4）Mn13Mo 鋼在沖擊磨粒磨損條件下的硬化機制主要為滑移帶與細晶強化，而Fe-26Mn-7.5Al-1.0C鋼的硬化機制主要為納米級的κ-碳化物對位錯運動的阻礙作用而產生的高密度滑移線。