淬火配分-深冷复合处理下NM300 耐磨钢微观组织与性能研究①

陈军明， 孔令男， 尹臣男， 胡雨灿， 陈志国，

（1.中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 410083； 2.湖南人文科技学院 能源与机电工程学院，湖南 娄底 417000； 3.湖南华菱涟源钢铁有限公司，湖南 娄底 417009）

低合金耐磨钢因其合金含量低、易制备、耐磨性能好等优势，在工程机械、采矿、冶金等领域得到广泛应用［1-2］。 随着工程设备向轻量化、规模大型化、应用条件苛刻化发展，对耐磨钢性能要求逐渐提高。 传统加工方法（淬火、回火）制备的低合金耐磨钢强度高、硬度高，但塑韧性不足，未能充分发挥其性能潜力［3］，因此，新型热处理工艺在耐磨钢性能改善方面备受关注。淬火配分（Q-P）工艺作为一种新型热处理工艺，其核心是将碳原子配分至奥氏体，获得由马氏体和富碳残余奥氏体组成的复相组织，经Q-P 工艺处理的钢具备良好的强塑性［4-5］。 淬火-配分-回火（Q-P-T）工艺在Q-P 工艺基础上引入回火处理，促进碳化物析出，可进一步提升材料的力学性能［6］。 文献［7-8］采用Q-P-T工艺分别对20Si2Ni3 钢、高碳钢耐磨行为进行研究，发现残余奥氏体在应变下发生马氏体相变，硬化表面层，同时缓解形变过程的局部应力集中，钢的耐磨性能均较传统工艺得到提高。 但文献［9］研究发现，块状残余奥氏体在磨损过程转变为粗大马氏体，导致裂纹快速萌生及扩展，降低耐磨性能。 而深冷处理作为一种清洁且有效的热处理方法，已应用于对耐磨钢的处理，研究发现：深冷处理可消除稳定性差的残余奥氏体和细化组织组成物，提升材料硬度、尺寸稳定性、耐磨性和韧性［10-14］，但目前关于深冷处理结合淬火配分工艺对低合金耐磨钢进行热处理的研究鲜见报道。 本文研究了淬火配分-深冷复合处理工艺对NM300 低合金耐磨钢微观组织、力学性能和耐磨性的影响，对深入挖掘低合金耐磨钢的性能潜力具有一定指导意义。

1 实验材料及方法

实验用材料为NM300 低合金耐磨钢，其化学成分如表1 所示。 实验工艺路线为：材料在860 ℃部分奥氏体化30 min 后，分别进行以下处理：①立即将部分材料直接水淬至室温（淬火态样品）；②部分材料在280 ℃盐浴淬火60 s，随后立即水淬至室温（淬火配分态样品）；③将部分淬火配分态材料置于-196 ℃液氮中进行4 h 深冷处理（淬火配分-深冷态样品）；④分别将淬火态、淬火配分态和淬火配分-深冷态样品进行250 ℃× 1 h 回火处理。

表1 NM300 化学成分（质量分数）／%

采用HMV-2T 硬度计测量硬度。 按照GB／T 12444—2006 要求，在UMT3 往复式试验机上实施摩擦磨损测试，条件为室温干摩擦，载荷30 N，滑动距离5 mm，时间45 min，获取磨痕二维轮廓数据并计算金属体积磨损量。 按照GB／T 229—2007 要求，在JB-300A室温冲击仪上实施室温冲击测试。 按照GB／T 228.1—2010 要求，在Instron3369 拉伸机上实施室温拉伸测试，拉伸速率2 mm／min。 采用SIRION200 场发射扫描电子镜观察微观组织。 采用Quanta-200 环境扫描电子显微镜对冲击断口以及磨损形貌进行微观表征。 采用D／Max2550 X 射线衍射仪进行物相分析，扫描速度为4°／min，扫描范围为40°～100°，并通过式（1）计算残余奥氏体体积分数。

式中Vγ为残余奥氏体体积分数，%；Iγ为（111）γ、（200）γ、（220）γ 衍射峰强度；Iα为（200）α、（211）α衍射峰强度。

2 实验结果与讨论

2.1 微观组织及力学性能

图1为不同热处理工艺下耐磨钢的微观组织SEM 图像。 由图1 可知，直接淬火态试样组织由马氏体和铁素体组成；淬火配分态试样组织由马氏体／贝氏体、铁素体、残余奥氏体（RA）及碳化物组成，在淬火配分过程，碳原子从过饱和马氏体扩散至残余奥氏体，因此残余奥氏体主要分布在马氏体或贝氏体板条之间；淬火配分态试样经深冷回火处理后，马氏体／贝氏体板条间距明显减小，位于铁素体或贝氏体晶界附近的块状残余奥氏体减少。

图1 不同热处理状态下样品微观组织SEM 图像

图2为不同热处理状态下耐磨钢应力-应变曲线和XRD 衍射图谱。 表2 为试样硬度、冲击韧性、抗拉强度、延伸率和强塑积统计结果。 由图2（a）和表2 可知，直接淬火态试样强度和硬度高但塑韧性低，淬火配分态、淬火配分-深冷态试样塑韧性高，强塑积均达到17 GPa·%以上，表现出良好的综合力学性能。 淬火配分-深冷态下试样的冲击韧性为140.3 J／cm2，较淬火配分态提升了5.97%。 图2（b）结合公式（1），计算得到淬火态、淬火配分态、淬火配分-深冷态试样残余奥氏体体积分数分别为1.11%、11.60%、10.04%。 淬火态试样中塑性相残余奥氏体数量少，并且高密度位错和过饱和碳原子导致马氏体高强度和高硬度，引起应力集中，导致较低的塑韧性，形变过程易于开裂。 试样经碳配分处理引入了一定数量的残余奥氏体，残余奥氏体在应变作用下发生相变诱导塑性效应［15］，缓解形变过程中局部应力集中，且具有钝化裂纹效果，提升了塑韧性。 深冷处理可促进淬火配分态试样组织中部分不稳定残余奥氏体发生马氏体相变，增加组织中马氏体数量，提升了基体抗拉强度，消减了块状残余奥氏体数量及尺寸，降低了块状残余奥氏体在应变过程转变为粗大脆性马氏体的风险。 并且，有学者研究发现，位于马氏体／贝氏体板条间的片状残余奥氏体在深冷环境下分解为精细的马氏体-奥氏体组织，形成更多的晶粒边界，细化了显微组织，有利于阻碍裂纹的扩展［16］，因此淬火配分-深冷复合处理提升了材料的韧性。

图2 不同热处理状态下样品应力-应变曲线和XRD 衍射图谱

表2 不同热处理状态下样品耐磨钢力学性能

图3为不同热处理状态下冲击断口形貌。 从图3可以看出，断口形貌均存在大量韧窝，为典型的韧窝断裂。 淬火态试样韧窝小且浅，表现为较低的韧性。 深冷态试样断口形貌的韧窝在深浅、尺寸方面较淬火配分态更均匀，因此在冲击载荷作用下能吸收更多的能量，表现出良好的韧性，并且深冷处理时碳原子因低温导致的晶格收缩而逸出，释放了部分应力，提升了韧性［17］。

图3 不同热处理状态下样品冲击断口图

2.2 耐磨性能

图4为试样磨损表面同一基准位置的磨痕二维轮廓。 表3 为不同热处理状态下耐磨钢体积磨损量。 结合图4 和表3 可知，不同热处理状态下试样磨痕宽度相近，但磨损深度各异，表明不同的金属体积磨损量。 淬火态试样磨痕深度最深，对应的体积磨损量最大，表现出最低的抗磨损能力；淬火配分-深冷态试样磨痕宽度窄且深度浅，磨损过程金属体积损失量少，较淬火配分态试样表现出更优的耐磨性能，耐磨性提升了29.0%。

图4 试样磨痕二维轮廓图

表3 不同热处理状态下样品体积磨损量

图5 为不同热处理状态试样磨损表面中心位置磨损形貌SEM 图像。 由图5 看出，磨损形貌主要由剥落坑、磨屑及沟槽组成。 淬火态试样磨损表面存在大量的剥落和磨屑，这是由于磨损初期位错快速堆积导致应力集中，形成的裂纹引起表面硬化层整体脱落。 淬火配分态及淬火配分-深冷态试样磨损路径上仅有少量的磨屑及剥落，表明磨损过程体积磨损量小，具有较强的抵抗磨损能力，这可能与残余奥氏体有关，文献表明残余奥氏体在磨损过程发生马氏体相变，转变为高碳马氏体，提升表面硬度，同时缓解局部应力集中，从而提高耐磨性［18］。 值得注意的是，块状残余奥氏体稳定性差，应力诱导应变时产生的粗大马氏体易于裂纹的萌生及扩展，而淬火配分-深冷态试样在深冷回火过程中马氏体／贝氏体间距减小，细化了显微组织，同时消除了不稳定的块状残余奥氏体，减少了磨损过程裂纹萌生点，因此相对淬火配分态试样提升了耐磨性。

图5 不同热处理状态下样品磨损形貌SEM 图像

3 结 论

1） 淬火配分-深冷复合处理的NM300 耐磨钢组织由马氏体／贝氏体、铁素体和残余奥氏体组成，马氏体／贝氏体板条间距较淬火配分态明显减小。

2） 经淬火配分-深冷复合处理的耐磨钢抗拉强度、硬度和冲击韧性均得到提高，强塑积达到17 GPa·%以上，冲击韧性为140.3 J／cm2（较淬火配分态提升了5.97%），耐磨性较淬火配分态提升了29.0%。

3） 淬火配分-深冷复合处理消减了不稳定的块状残余奥氏体数量及尺寸，细化了耐磨钢显微组织，提高了耐磨钢的综合力学性能。