Cu–(Fe–C)合金中Fe–C相的固態(tài)轉變對其摩擦磨損行為及機理的影響

任浩巖，解國良，劉新華?

1) 北京科技大學新材料技術研究院，北京 100083 2) 北京科技大學材料先進制備技術教育部重點實驗室，北京 100083 3) 北京科技大學新金屬材料國家重點實驗室，北京 100083?通信作者，E-mail：liuxinhua@ustb.edu.cn

Cu合金具有良好的自潤滑、導熱和耐腐蝕性能，在摩擦磨損領域受到廣泛關注[1?3]，主要應用于銅基剎車片材料及電接觸材料[4?10]. 其中，Cu–Fe合金由于彌散強化，可顯著提高材料力學性能，并且成本低廉而受到青睞. Cu合金的磨損主要是由于摩擦表面產生高溫，表面的微峰產生冷焊的焊點，造成表面的大塑性變形和黏著磨損. 加入一定量的Fe元素可以提高材料抵抗塑性變形的能力，減少磨損，但Fe對Cu合金的耐磨性提升有限[8].

目前在Cu–Fe系合金耐磨性研究中，有研究者通過引入硬質的第二相顆粒（如SiO2、SiC）來提高合金的耐磨性，但這種材料的制備方法多局限于粉末冶金[11?13]，成本較高. 為此有研究者嘗試了通過熔鑄的方法在Cu–Fe合金中加入C元素，Fe元素可與C元素結合生成硬度較大的Fe–C相，這種方法不僅引入了硬質的第二相還可以降低成本，是一個重要的發(fā)展方向. 但目前對Cu–Fe–C合金的研究主要集中在冷變形過程中組織性能的演變方面[12]，而對于Cu–Fe–C合金在熱處理過程中Fe–C相相變的研究還很少，然而熱處理過程會對Cu–Fe–C合金中Fe–C相產生顯著影響，是Cu–Fe–C合金制備過程中的關鍵環(huán)節(jié)，因此本文對熱處理過程中Cu–Fe–C合金中的Fe–C相相變進行了系統的研究，進而實現了對材料耐磨性能的調控，這一研究對材料的摩擦磨損性能設計和調控具有重要的參考價值.

1 實驗

1.1 實驗材料

采用真空熔煉技術制備了Cu–3Fe–0.18C合金. 實驗原材料為：純度為99.97%的電解銅，Fe–6C中間合金. 為了研究熱處理溫度對Cu–(Fe–C)合金組織性能的影響，取 ?80 mm×30 mm 圓片在850 ℃ 下固溶 4 h，然后進行熱軋，軋至 10 mm 后冷軋軋至6 mm，以細化晶粒. 在冷軋板上取4個樣品進行熱處理，具體熱處理工藝為：淬火（850 ℃保溫 1 h 水淬），淬火+低溫回火（850 ℃ 保溫 1 h 水淬+200 ℃ 保溫 1 h 空冷），淬火+中溫回火（850 ℃保溫 1 h 水淬+400 ℃ 保溫 1 h 空冷），淬火+高溫回火（850 ℃ 保溫 1 h 水淬+650 ℃ 保溫 1 h 空冷）. 對熱處理后的樣品進行摩擦磨損實驗.

1.2 實驗方法

光學顯微鏡（OM）在 Nikon ECLIPSELV15O型金相顯微鏡上進行. Fe–C相形貌觀察采用成分為“1 mL 濃硝酸+99 mL 酒精+100 mL 去離子水”的試劑對試樣進行腐蝕處理，組織觀察采用成分為“5 g FeCl3+20 mL 濃鹽酸+120 mL 去離子水”的試劑對試樣進行腐蝕處理. 摩擦磨損實驗在多功能摩擦磨損試驗機PLINT–TE92上進行，載荷為50 N，速度為 500 r?min?1. 對不同狀態(tài)的合金和純銅分別對磨 30 s，1 min，2 min，5 min，采用失重法測磨損率. 利用帶有能譜儀（EDS）的 ZeissAuriga聚焦離子束場發(fā)射電子掃描顯微鏡（SEM）觀察Fe–C相形貌、摩擦表面形貌以及摩擦試樣縱截面. 利用三維白光干涉表面形貌儀觀察摩擦表面形貌. 在HXD–1000T顯微硬度計上對試樣進行硬度測試. 采用DSC法測淬火態(tài)合金在室溫加熱至 650 ℃ 過程中的 相 變點. 采 用 Nano Indenter II納米力學探針檢測析出相硬度；采用MTS萬能實驗機測試材料的力學性能，拉伸試樣加工及拉伸實驗依據GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸實驗》.

2 實驗結果

2.1 顯微組織

C元素在Cu基體里幾乎沒有固溶度，在Fe里有較大的固溶度，因此C元素主要存在Fe相中.Cu–(Fe–C)合金鑄態(tài)組織照片如圖 1（a）、（b）、（d）所示，在Cu基體上彌散分布著微米級和納米級的Fe–C相，由于 Fe–C相熔點較高，所以在Cu基體凝固前金屬液中就存在Fe–C相顆粒，當溫度降至金屬液熔點以下，基體凝固，這些顆粒在基體中形成了微米級的Fe–C相. 隨著溫度的進一步降低，Fe元素在Cu基體中的溶解度降低，Fe原子從基體中析出形成納米級析出相. 為了更清楚地分析Fe–C相結構，對鑄態(tài)合金進行了EDS能譜分析（如圖 1（d）及表 1 所示）. Fe–C 相有一個黑色圓形核心，直徑約2 μm，通過能譜分析為石墨，在石墨核心周圍是片層狀結構，直徑約6～10 μm，通過能譜分析該區(qū)域由Fe–C–Cu構成，由于基體是銅，能譜中Cu的信號來源于基體，點2處Fe、C原子比接近3∶1，所以該區(qū)域中含有類似于滲碳體（即Fe3C）的合金相，推斷該區(qū)域可能為珠光體. 經過熱軋和冷軋后的組織如圖1（c）所示，采用截線法統計了鑄態(tài)組織和冷軋后的晶粒度，鑄態(tài)組織平均晶粒尺寸為92 μm，冷軋后組織平均晶粒尺寸為44 μm，基本達到了細化晶粒的目的.

表 1 圖 1（d）中 1,2,3 點的 EDS 結果Table 1 EDS results of Points 1,2,3 in Fig. 1(d)

圖1 Cu–Fe–C 合金的鑄態(tài)組織. （a）低倍光學顯微鏡照片；（b）高倍光學顯微鏡照片；（c）晶粒細化后的組織；（d）SEM 圖像Fig.1 As-cast structure of Cu –Fe–C alloy: (a) low power optical microscope photos; (b) high power optical microscope photos; (c) grain refined structure; (d) SEM image

對合金進行淬火和不同溫度的回火處理，其顯微組織如圖2所示. 合金中的Fe–C相經淬火處理后產生了相變（圖2（a）），其內部產生大量取向隨機的針狀結構，這種相變與高碳鋼中的馬氏體相變很類似. 對淬火態(tài)合金分別進行200、400和650 ℃ 回火 1 h 處理，回火后的組織如圖 2（b）、（c）、（d）所示. 由文獻 [14]可知，高碳鋼中的馬氏體在200 ℃回火時發(fā)生馬氏體分解，形成由低碳

的α相和彌散ε-碳化物組成的回火馬氏體，在顯微鏡下呈黑色針狀. 馬氏體在400 ℃回火時淬火馬氏體完全分解同時發(fā)生碳化物的轉變，ε-碳化物轉變?yōu)棣?碳化物（即滲碳體Fe3C），α相仍然保持針狀外形，θ-碳化物為細粒狀分布于α相附近，這種由針狀α相和細粒狀滲碳體組成的機械混合物叫做回火屈氏體. 馬氏體在650 ℃回火時發(fā)生滲碳體的聚集長大和α相的回復、再結晶，由等軸的鐵素體顆粒和顆粒狀滲碳體組成的機械混合物叫做回火索氏體. 圖 2（b）、（c）、（d）中析出相的形貌特征與高碳鋼中的馬氏體回火轉變的特征基本一致，為了確定合金中的Fe–C相是否發(fā)生了相變，對淬火態(tài)合金進行了DSC分析，測試結果如圖3所示. 結果顯示，淬火態(tài)合金在81.69、232.89和490.23 ℃有明顯的吸熱和放熱峰，而高碳鋼的回火轉變溫度為 80～170 ℃，250～300 ℃ 和 450～600 ℃，因此可以確定Cu–(Fe–C)合金中的Fe–C相發(fā)生了與高碳鋼類似的固態(tài)轉變.

圖2 Cu–(Fe–C)合金熱處理后的 SEM 像. （a）淬火態(tài)；（b） 200 ℃ 回火態(tài)；（c） 400 ℃ 回火態(tài)；（d） 650 ℃ 回火態(tài)Fig.2 SEM image of Cu–(Fe–C) alloy after heat treatment：(a) quenched；(b) tempered at 200 ℃；(c) tempered at 400 ℃；(d) tempered at 650 ℃

圖3 淬火態(tài) Cu–(Fe–C)合金 DSC 測試結果Fig.3 DSC test result of quenched Cu–(Fe–C) alloy

2.2 力學性能

利用顯微硬度儀和室溫拉伸試驗機測淬火和不同溫度回火的Cu–(Fe–C)合金的硬度和強度，其結果如圖4所示. 合金的力學性能測試結果表明，Fe–C相回火過程中發(fā)生的固態(tài)轉變，對材料的力學性能可能產生影響. 從圖中可以看出淬火態(tài)強度和硬度為 279 MPa 和 74 HV，經 200 ℃ 回火1 h后強度和硬度有所下降. 隨著回火溫度的提高，合金的強度和硬度有所上升，600 ℃回火的強度和硬度值最大，回火溫度升到650 ℃時，強度和硬度略有降低，隨著回火溫度升高，Fe–C相的硬度降低，Fe–C相與銅基體界面結合強度升高，另外Fe元素在Cu基體中的溶解度降低導致部分Fe原子析出，合金的強度和硬度是這三方面因素綜合作用的結果. 合金淬火后Fe–C相發(fā)生馬氏體相變，馬氏體相變是無擴散型相變，通過切變產生，同時產生淬火應力，這就導致Fe–C相與Cu基體的界面結合強度降低. 合金在200 ℃回火時，淬火產生的應力得到釋放，導致強度和硬度下降. 隨著回火溫度升高，Fe–C相與基體間的結合強度提高，同時部分Fe原子析出產生析出強化，在550～600 ℃強度和硬度達到峰值，隨后在650 ℃下回火時，由于納米級析出相的回溶導致基體強度和硬度下降，因此合金的力學性能略有下降.

圖4 不同回火溫度下 Cu–Fe–C 合金的抗拉強度和硬度Fig.4 Tensile strength and hardness of Cu –Fe –C alloy at different tempering temperatures

雖然不同溫度的回火處理對合金的力學性能有影響，但強度和硬度的變化幅度都不大，強度和硬度的提升分別為 28 MPa和 15.3 HV，因此有必要對析出相進行更微觀的力學性能測試.

采用納米力學探針檢測Fe–C相的硬度如圖5所示，揭示了不同狀態(tài)Cu–(Fe–C)合金中Fe–C相納米硬度變化規(guī)律. 可以看出，鑄態(tài)下Fe–C相的硬度為 2.9 GPa，淬火后硬度上升到 9.4 GPa，200 ℃回火后的納米硬度為7.8 GPa，400 ℃回火后納米硬度進一步下降至4 GPa，650 ℃回火后的納米硬度為 3.5 GPa. 由文獻 [15?16]可知，鋼中馬氏體的納米硬度為 6～16 GPa，這與淬火態(tài) Cu–Fe–C 合金中的Fe–C相納米顯微力學探針測量值基本吻合. 根據文獻[15]可知在200 ℃下回火時，發(fā)生馬氏體分解形成回火馬氏體，回火馬氏體相較于淬火馬氏體納米硬度有所下降，這是由于馬氏體分解過程中馬氏體的含碳量降低，基體的晶格常數c逐漸減小，晶格常數a增大，正方度c/a減小，所以晶格畸變減小，硬度降低. 在400 ℃下回火時，形成回火屈氏體，碳化物與母相間的共格關系被破壞，導致Fe–C相納米硬度直線下降. 在650 ℃下回火時，發(fā)生滲碳體的聚集長大和α相回復、再結晶，所以納米硬度進一步下降.

圖5 不同回火溫度下 Fe–C 相的納米硬度Fig.5 Nano-hardness of Fe–C phase at different tempering temperatures

2.3 斷口分析

為了更好的理解不同熱處理狀態(tài)下Cu–(Fe–C)合金的斷裂方式，進行了斷口分析. 圖6為不同條件下Cu–Fe–C的SEM拉伸斷口形貌. 從圖中可以看出，經過淬火和回火處理的合金都具有韌性斷裂的特征，但是斷口形貌也存在一些差異.圖6（a）為淬火后的斷口形貌，從圖中可以看到在斷口上分布很多大韌窩，韌窩各自獨立，沒有連成一片，除了可以觀察到大韌窩外，還可以看到在韌窩周圍有大量解離面. 與淬火態(tài)合金相比，200 ℃回火后的斷口（圖6（b））上的小韌窩變多，解離面變小，說明在200 ℃回火后，淬火應力釋放，Fe–C相與基體間的界面得到改善. 400 ℃回火 1 h后（圖6（c）），斷口上已經觀察不到解離面，大韌窩的數目也比較少，小韌窩分布均勻且密集. 650 ℃回火后（圖 6（d）），相比 200 ℃ 和 400 ℃ 回火態(tài)合金，大韌窩數目顯著增加，深度變深，可明顯觀察到撕裂脊，說明材料的塑性變好.

圖6 不同狀態(tài) Cu–Fe–C 合金拉伸斷口形貌. （a）淬火態(tài)；（b） 200 ℃ 回火態(tài)；（c） 400 ℃ 回火態(tài)；（d） 650 ℃ 回火態(tài)Fig.6 Tensile fracture morphology of Cu–Fe–C alloys in different states：(a) quenched；(b) tempered at 200 ℃；(c) tempered at 400 ℃；(d) tempered at 650 ℃

為了更好的理解合金中裂紋的擴展方式，對拉伸斷口的縱截面進行了觀察(圖7）. 淬火態(tài)合金拉伸斷口縱截面（圖7（a））上可以看到明顯的裂紋，通過EDS分析發(fā)現裂紋中含有Fe、C元素，所以裂紋是在Fe–C相附近產生并擴展的. 200 ℃回火態(tài)合金（圖7（b））斷裂位置附近仍然可以觀察到 Fe–C 相的存在. 400 ℃ 回火態(tài)合金（圖 7（c））斷裂位置位于銅基體上，Fe–C相附近沒有發(fā)現裂紋產生. 650 ℃ 回火態(tài)合金（圖 7（d））斷口附近的Fe–C相與基體沿著拉伸方向發(fā)生協同變形，裂紋的產生與擴展都是在銅基體上. 裂紋的產生與擴展的發(fā)展規(guī)律與斷口的相貌變化規(guī)律基本吻合.由于馬氏體相變屬于切變型相變，淬火態(tài)合金中Fe–C相與基體間的結合界面較差，因此淬火態(tài)合金斷口上可以觀察到解離面的存在. 經200 ℃回火后，淬火應力得到釋放，結合界面略有改善，但由于Fe–C相硬度較高，界面處易產生應力集中而開裂，所以仍然可以觀察到解離面的特征. 400 ℃和650 ℃回火后Fe–C相硬度大大降低，結合界面也得到改善，Fe–C相可以與基體發(fā)生協同變形，結合界面上不易產生應力集中，結合界面由于Fe元素的擴散而強度比基體強度高，所以容易在銅基體上發(fā)生斷裂，斷口只能觀察到韌窩等塑性變形的特征.

圖7 不同狀態(tài) Cu–(Fe–C)合金拉伸斷口縱截面形貌. （a）淬火態(tài)；（b）200 ℃ 回火態(tài)；（c）400 ℃ 回火態(tài)；（d）650 ℃ 回火態(tài)Fig.7 Longitudinal section morphology of tensile fracture of Cu–Fe–C alloys in different states: (a) quenched; (b) tempered at 200 ℃; (c) tempered at 400 ℃; (d) tempered at 650 ℃

2.4 摩擦磨損行為

圖8顯示了不同狀態(tài)Cu–(Fe–C)合金和純銅的磨損率. 從圖中可以看出，淬火和回火處理對合金磨損率有明顯的影響. 淬火態(tài)和200 ℃回火態(tài)合金磨損率低于純銅，這兩種狀態(tài)的合金隨磨損時間的延長，磨損率總體上呈上升趨勢，但磨損率變化不大. 400 ℃ 和 650 ℃ 回火態(tài)合金在磨損 1 min內磨損率低于純銅，但隨著磨損時間的延長，這兩種狀態(tài)的合金磨損率迅速增加.

圖8 Cu–Fe–C 合金和純 Cu 的磨損率Fig.8 Wear rate of Cu–Fe–C alloy and pure cooper

為了對比材料表面磨損形貌的差異，選擇磨損率差異最大的淬火態(tài)和650 ℃回火態(tài)合金采用三維白光干涉形貌儀對摩擦表面進行了觀察（圖 9（a）和（b））. 采用三維白光干涉形貌儀分析樣品表面的磨痕深度，得到圖9（a）和（b）中所示典型位置的界面深度分布曲線，如圖9（c）和（d）所示.其中，淬火態(tài)合金表面產生了幾道犁溝，最大的犁溝深度不足1 μm，且犁溝分布均勻，在摩擦方向上深度幾乎沒有變化（圖 9（a）、（c））. 而 650 ℃ 回火態(tài)合金表面產生了嚴重的材料轉移現象，銅基體在剪切力的作用下產生撕裂和嚴重的塑性變形，形成深度約15 μm的溝，被帶走的材料在溝的后方發(fā)生堆積，高度約30 μm，所以在摩擦方向上試樣表面的高度差高達 45 μm (圖 9（b）、（d）），這導致摩擦表面在對磨過程中一直在發(fā)生變化，很難進入穩(wěn)定磨損. 隨著摩擦時間的延長，表面溫度升高，試樣會直接進入急劇磨損階段，磨損率迅速升高.

圖9 摩擦表面的磨痕三維形貌照片（a）、（b）和縱截面的深度輪廓曲線（c）、（d）. （a）、（c）淬火態(tài)；（b）、（d）650 ℃ 回火態(tài)Fig.9 3-D morphology of friction surface (a) & (b) and profile of longitudinal section (c) & (d). (a), (c) quenched; (b), (d) tempered at 650 ℃

3 磨損機理分析與討論

摩擦磨損實驗表明不同狀態(tài)的合金摩擦行為有明顯差異，而材料的摩擦學性能與摩擦表面、亞層結構和磨損機理密切相關. 因此，為了闡明回火溫度對材料摩擦學性能的影響，有必要對以上特性進行觀察.

黏著摩損過程大致可以分為三個階段[17]，第一個階段為磨合階段，摩擦表面由于微觀上的凹凸不平導致實際接觸的是表面上的微峰，當接觸表面開始滑動時，表面的微峰由于剪切而被破壞，隨著摩擦過程的進行，摩擦表面逐漸被磨平，實際接觸面積增大，在這個過程中，摩損以犁削為主；第二個階段為穩(wěn)定磨損階段，摩擦表面磨合以后由于實際接觸面增大和表面發(fā)生加工硬化，所以磨損過程會趨于穩(wěn)定，磨損率基本保持不變，摩擦表面形貌也基本不變；第三個過程為急劇磨損階段，摩擦表面由于溫度升高磨損量劇增，摩擦表面變得粗糙，磨損機制以黏著和大塑性變形為主.

采用SEM觀察了不同狀態(tài)合金摩擦1 min的表面形貌，淬火態(tài)和回火態(tài)Cu–Fe–C合金摩擦表面形貌如圖10所示. 從摩擦表面上可以觀察到凹坑、犁削、大塑性變形、氧化物磨屑等摩擦學特征，這說明在磨損的過程中，黏著磨損、犁削、大塑性變形和氧化這幾種磨損方式是并存的. Zhou等[8,11]在銅基合金剎車片的研究中也發(fā)現了類似的情況. 淬火態(tài)合金表面只能觀察到深度不足1 μm的劃痕（圖10（a）），這可能是與之對磨的配副表面的微峰在滑動過程中留下的. 200 ℃回火態(tài)合金表面出現大量犁溝和波浪形的塑性變形的特征（圖10（b）），同時還可以觀察到少量的凹坑，說明此時處于磨損過程的第二個階段，磨損以犁削為主. 400 ℃回火態(tài)合金表面犁溝明顯變少，凹坑和波浪形的塑性變形特征增多（圖 10（c））. 650 ℃ 回火態(tài)合金表面可以觀察到大量凹坑和塑性變形的特征，幾乎觀察不到犁溝（圖10（d））說明此時處于磨損過程的第三個階段，磨損以黏著磨損和大塑性變形為主. 結合摩擦行為試驗結果與上述行為分析可以發(fā)現，隨著回火溫度升高，磨損機制由犁削逐漸向黏著磨損和大塑性變形過渡.

圖10 不同狀態(tài)合金摩擦表面形貌. （a）淬火態(tài)；（b） 200 ℃ 回火態(tài)；（c） 400 ℃ 回火態(tài)；（d） 650 ℃ 回火態(tài)Fig.10 Friction surface morphology of alloys in different states: (a) quenched; (b) tempered at 200 ℃; (c) tempered at 400 ℃; (d) tempered at 650 ℃

根據黏著磨損理論[16?22]，在干摩擦過程中，鋼與銅合金直接接觸，由于材料表面存在微峰，導致實際接觸面積很小，實際載荷遠大于名義載荷，摩擦時在接觸點上瞬時溫度較高，因此在相互接觸的微峰之間形成冷焊的黏結點，黏結點附近由于發(fā)生相對滑動而產生嚴重的塑性變形，摩擦面以下的次表層也會發(fā)生塑性流變，產生明顯的加工硬化，因而黏結點的強度大于銅合金的強度，發(fā)生相對滑動時銅基體易被撕裂，產生黏著磨損.

圖11 不同狀態(tài)合金塑性變形層深度. （a）淬火態(tài)；（b） 200 ℃ 回火態(tài)；（c） 400 ℃ 回火態(tài)；（d） 650 ℃ 回火態(tài)Fig.11 Depth of plastic deformation layer of alloys in different states: (a) quenched; (b) tempered at 200 ℃; (c) tempered at 400 ℃; (d) tempered at 650 ℃

通過SEM和顯微硬度分析，對合金縱截面上摩擦表面的次表層的顯微組織及性能變化進行了表征，以研究其中塑性變形層厚度的變化規(guī)律（圖11、12）. 淬火態(tài)合金塑性變形區(qū)域很小，只有在犁溝附近可以觀察到一定的塑性變形，加工硬化層深度為 50 μm（圖 11（a）、圖 12（a））. 200 ℃ 回火態(tài)合金塑性變形層厚度約為20 μm，加工硬化層深度為110 μm（圖 11（b）、圖 12（b））. 400 ℃ 回火態(tài)合金塑性變形層厚度約為50 μm，加工硬化層深度為180 μm（圖 11（c）、圖 12（c））. 650 ℃ 回火態(tài)合金塑性變形層厚度約為62 μm，加工硬化層深度為230 μm（圖 11（d）、圖 12（d））. 說明隨著回火溫度的升高，合金抵抗塑性變形能力逐漸降低.

圖12 不同狀態(tài)合金加工硬化層深度. （a）淬火態(tài)；（b）200 ℃ 回火態(tài)；（c）400 ℃ 回火態(tài)；（d） 650 ℃ 回火態(tài)Fig.12 Depth of work hardening layer of alloys in different states: (a) quenched; (b) tempered at 200 ℃; (c) tempered at 400 ℃; (d) tempered at 650 ℃

綜上所述，不同熱處理后的合金摩擦1 min后的磨損機制有明顯差異，淬火態(tài)合金磨損機制以犁削為主；200 ℃回火態(tài)合金磨損機制為犁削、黏著磨損和大塑性變形并存；400 ℃和650 ℃回火態(tài)合金磨損機制以黏著磨損和大塑性變形為主.黏著磨損和大塑性變形會導致材料發(fā)生進一步的磨損，因此合金的回火熱處理溫度應該低于200 ℃.

4 結論

本文研究了快冷和等溫處理過程中Fe–C相的固態(tài)轉變及其對摩擦性能的影響，得到了以下結論：

（1）淬火和不同溫度的回火處理使Cu–Fe–C合金中的Fe–C相發(fā)生了類似于高碳鋼中的馬氏體相變和回火轉變.

（2）Fe–C相的相變對合金的強度和硬度影響不大，強度和硬度的提升分別為28 MPa和15.3 HV，但Fe–C相的微區(qū)力學性能變化很大，淬火后納米硬度為9.4 GPa，隨回火溫度升高Fe–C相的納米硬度逐漸降低，650 ℃回火后納米硬度降至3.4 GPa.

（3）淬火后的合金斷口具有解離面等脆性斷裂的特征，200 ℃回火后韌窩增多，解離面變小，400 ℃回火后解離面消失，650 ℃回火后韌窩尺寸明顯增加. 斷口的這種演變與Fe–C相和基體的結合強度有關.

（4）不同狀態(tài)合金的摩擦行為有很大差異，淬火態(tài)合金耐磨性最好，隨著回火溫度升高，耐磨性逐漸變差. 淬火態(tài)合金塑性變形區(qū)域很小，只有在犁溝附近可以觀察到一定的塑性變形，200 ℃回火態(tài)合金磨損機制為犁削、黏著磨損和大塑性變形并存，400 ℃和650 ℃回火態(tài)合金磨損機制以黏著和大塑性變形為主.