基于Q-P-C-T工藝的NM300耐磨鋼組織、綜合性能及殘余應(yīng)力調(diào)控

沈聰，孔令男，尹臣男，陳軍明，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(NM300)因其成本低、耐磨性能好、生產(chǎn)方式靈活[1]等顯著優(yōu)勢(shì)，在工程機(jī)械、礦山機(jī)械、水泥器械和冶金設(shè)備等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。隨著器械設(shè)備服役環(huán)境逐漸惡化，人們對(duì)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(jiàn)的形式之一；另一方面，材料的殘余應(yīng)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(tǒng)的加工方法，因其靈活、方便、成本低等優(yōu)點(diǎn)，在耐磨鋼的改性方面應(yīng)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(guò)獲得一定的殘余奧氏體和馬氏體組織來(lái)改善鋼的韌性和塑性；在此基礎(chǔ)上，徐祖耀[3]提出了淬火-碳分配-回火(quenching-partitioningtempering,Q-P-T)工藝，通過(guò)析出碳化物而進(jìn)一步提高鋼材的力學(xué)性能。大量研究表明，殘余奧氏體產(chǎn)生的相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)和阻礙裂紋擴(kuò)展(BCP)效應(yīng)能促進(jìn)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(cuò)(DARA)的新效應(yīng)，即奧氏體相可以從相鄰的馬氏體板條上連續(xù)吸收大量位錯(cuò)，促進(jìn)材料性能的提高。

深冷處理(deep cryogenic treatment, DCT)是一種常規(guī)熱處理工藝，是指將材料置于特定的可控低溫環(huán)境(一般在-160 ℃以下)，通過(guò)改變材料的微觀組織結(jié)構(gòu)來(lái)優(yōu)化性能的技術(shù)。大量研究表明，深冷處理可促進(jìn)殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變以及精細(xì)碳化物的析出，優(yōu)化顯微組織結(jié)構(gòu)從而改善材料性能[7-8]，提升材料硬度、耐磨性、尺寸穩(wěn)定性、殘余應(yīng)力、疲勞特性等力學(xué)性能[9-10]。

由此可見(jiàn)，深冷處理和淬火-碳分配-回火處理均對(duì)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(guò)消除塊狀殘余奧氏體來(lái)提高沖擊韌性，獲得細(xì)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(jī)制，而有關(guān)Q-P-C-T工藝對(duì)不同材料綜合性能和殘余應(yīng)力影響的研究不夠系統(tǒng)，因此有必要研究同時(shí)采用DCT 工藝和Q-P-T工藝對(duì)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(huán)-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(gè)冷熱循環(huán)處理，并研究該工藝對(duì)耐磨鋼NM300 組織演變、綜合力學(xué)性能、耐磨性以及殘余應(yīng)力的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)樣品和工藝

研究樣品選自某鋼廠(chǎng)生產(chǎn)的厚度為4 mm、型號(hào)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(zhì)量分?jǐn)?shù))。新型熱處理工藝(Q-P-(CT)2-T)和常規(guī)的熱處理工藝(Q-P-T)流程對(duì)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(jìn)行碳分配處理，之后水冷至室溫，此過(guò)程稱(chēng)為Q-P工藝。然后按如下3種不同的工藝對(duì)材料進(jìn)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(jìn)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(jìn)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(jìn)行1 次循環(huán)，時(shí)間和溫度保持不變，之后再進(jìn)行250 ℃的回火處理。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用Instron 3369 力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測(cè)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(gè)平行樣進(jìn)行測(cè)定，拉伸速率為2 mm/min，試樣厚度為2 mm，試樣尺寸根據(jù)國(guó)標(biāo)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(zhǎng)度×寬度×厚度為55.0 mm×10.0 mm×2.5 mm，沖擊試樣機(jī)型號(hào)為JB-300A。采用型號(hào)為HMV-2T的島津硬度計(jì)測(cè)量不同熱處理狀態(tài)下試樣的顯微硬度，載荷為0.98 N，保載時(shí)間為10 s。

摩擦磨損實(shí)驗(yàn)在型號(hào)為UMT-3往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。摩擦磨損樣品長(zhǎng)×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(jí)打磨至表面光滑。摩擦條件為大氣環(huán)境下的室溫干摩擦，摩擦副為直徑9.5 mm 的Cr 鋼球，轉(zhuǎn)速為200 r/min，負(fù)載為30 N，摩擦滑動(dòng)距離為5 mm，時(shí)間為45 min，摩擦因數(shù)由相連的計(jì)算機(jī)自動(dòng)采集，得到摩擦因數(shù)曲線(xiàn)。磨損前和磨損后的質(zhì)量均采用型號(hào)為BSA224S-CW 的電子天平稱(chēng)量。

采用型號(hào)為ASMB1-16 的盲孔法殘余應(yīng)力測(cè)試儀；對(duì)于不同的熱處理實(shí)驗(yàn)，在測(cè)量時(shí)取同一位置的樣品。打孔時(shí)，孔徑深度為2 mm。

采用SIRION200 型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣顯微結(jié)構(gòu)其長(zhǎng)度×寬度×厚度為10 mm×10 mm×4 mm，同時(shí)采用環(huán)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(hào)為D/Max2550的X射線(xiàn)衍射儀(XRD)分析儀上，采用步長(zhǎng)為0.02°的Cu Kα (波長(zhǎng)λ=0.154 18 nm)輻射源進(jìn)行殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)的測(cè)量和相分析，當(dāng)工作電壓為40 kV，工作電流為250 mA 時(shí)，以4°/min 的掃描速度采集35°～105°范圍內(nèi)的XRD 數(shù)據(jù)，通過(guò)下式計(jì)算殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)及碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

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

殘余奧氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)算公式[14-15]為：

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

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

經(jīng)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(jiàn)：經(jīng)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(shù)量相對(duì)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(shù)量少且細(xì)，這可能是因?yàn)樯罾涮幚磉^(guò)程中殘余奧氏體轉(zhuǎn)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(xì)小，這是因?yàn)樘荚阼F素體中的溶解度低，在低溫環(huán)境下，晶格收縮進(jìn)一步降低了碳的溶解度，冷熱循環(huán)增強(qiáng)了亞穩(wěn)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(xì)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?jǐn)?shù)和碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)。由圖4 可知：經(jīng)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?jǐn)?shù)分別為13.48%，12.51%和11.32%，呈下降趨勢(shì)，這與深冷過(guò)程中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體密切相關(guān)。相關(guān)研究表明[16]，奧氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)是影響其穩(wěn)定性的重要因素。從圖4(b)可以看出：經(jīng)過(guò)冷熱循環(huán)處理的試樣其含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)是最高的，一方面可能是由于深冷處理過(guò)程中促進(jìn)了不穩(wěn)定奧氏體的轉(zhuǎn)變，另一方面則是因?yàn)樯罾涮幚砗蟮幕鼗鹧娱L(zhǎng)了碳分配的過(guò)程，促進(jìn)碳原子的分配，而冷熱循環(huán)更是促進(jìn)了這一過(guò)程的發(fā)生，使得奧氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)升高。

2.2 力學(xué)性能

3種不同工藝處理下試樣的拉伸性能及相應(yīng)斷口形貌對(duì)比如圖5所示。從圖5(a)可見(jiàn)：與Q-P-T和Q-P-CT-T工藝處理的試樣相比，經(jīng)Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都呈現(xiàn)出輕微上升的趨勢(shì)，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(qiáng)度分別為(1 043±7)，(1 044±4)和(1 057±3)MPa，見(jiàn)表1。Q-P-(CT)2-T工藝下試樣抗拉強(qiáng)度提高，這是因?yàn)樯罾溥^(guò)程促進(jìn)了不穩(wěn)定殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。Q-P-(CT)2-T和Q-P-CT-T 工藝所得試樣的伸長(zhǎng)率相對(duì)于Q-P-T工藝所得試樣的伸長(zhǎng)率分別提高了7.7%和5.5%，這是因?yàn)镼-P-(CT)2-T 工藝使得試樣顯微組織細(xì)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(xì)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(qiáng)度，而且增加了鋼的應(yīng)力集中風(fēng)險(xiǎn)。有研究表明[17]，殘余應(yīng)力的釋放促進(jìn)了殘余奧氏體的TRIP 效應(yīng)，從而進(jìn)一步提高了鋼的延展性。從圖5(b)～(d)可以看出：經(jīng)過(guò)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(jīng)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(guò)程中，外力作用使得裂紋尖端發(fā)生鈍化，尖端前方的第二相粒子或者夾雜物容易產(chǎn)生微孔洞，裂紋尖端會(huì)擴(kuò)展到下一個(gè)第二相粒子處，然后繼續(xù)擴(kuò)展，最后形成韌窩。隨著變形過(guò)程不斷進(jìn)行，裂紋不斷生成、擴(kuò)展和聚合，當(dāng)變形停止時(shí)，裂紋擴(kuò)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(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)如圖6 所示。由圖6可見(jiàn)：Q-P-T 工藝所得試樣相對(duì)于Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 工藝所得試樣斷裂時(shí)的應(yīng)變更低。此外，由表1可知3種工藝所得試樣的強(qiáng)塑積都均大于19 GPa·%，其中經(jīng)Q-P-(CT)2-T處理的試樣的強(qiáng)塑積達(dá)到20.8 GPa·%，體現(xiàn)了其優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

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

圖7(a)所示為經(jīng)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(guān)系。由圖7(a)可見(jiàn)：試樣顯微維氏硬度呈上升趨勢(shì)，冷熱循環(huán)過(guò)程中顯微組織的細(xì)化是試樣硬度上升的主要原因。同時(shí)，在深冷過(guò)程中新生成的馬氏體也促進(jìn)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(jiàn)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(huán)過(guò)程碳化物的析出釋放了一部分的內(nèi)應(yīng)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(zhì)量的關(guān)系、平均摩擦因數(shù)與磨損率的關(guān)系和摩擦因數(shù)曲線(xiàn)。由圖8(a)和圖8(b)可見(jiàn)：Q-P-T，Q-P-CT-T 和Q-P-(CT)2-T 工藝下試樣的磨損質(zhì)量、平均摩擦因數(shù)和磨損率都呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)。其中，平均摩擦因數(shù)是指整個(gè)摩擦磨損階段的平均摩擦因數(shù)。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(duì)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(shù)曲線(xiàn)如圖8(c)所示。由圖8(c)可見(jiàn)：Q-P-T 和Q-P-CT-T工藝所得試樣摩擦因數(shù)的變化趨勢(shì)相近，先是快速上升，接著下降，之后再緩慢上升，最后趨于穩(wěn)定；而Q-P-(CT)2-T 試樣摩擦因數(shù)先是緩慢上升，之后再趨于穩(wěn)定。在摩擦球和鋼材表面接觸初期，受表面粗糙度、環(huán)境、濕度等因素的影響，摩擦因數(shù)快速上升，隨后再下降，此階段稱(chēng)為預(yù)磨損階段；隨著磨損時(shí)間延長(zhǎng)，磨球與鋼表面接觸更加穩(wěn)定，進(jìn)入磨合階段，此階段3種試樣的摩擦因數(shù)緩慢上升；而后隨著磨損時(shí)間的延長(zhǎng)，進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段，在這個(gè)階段，摩擦因數(shù)相對(duì)穩(wěn)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(shù)在穩(wěn)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(duì)比如圖9 所示。從圖9(a)和9(b)可以看出：經(jīng)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(jiàn)：經(jīng)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(jī)制都屬于以微切削和壓痕破壞為主、磨料磨損和開(kāi)裂-黏著過(guò)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(duì)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(kāi)裂-黏著過(guò)程為輔的黏著磨損。在摩擦實(shí)驗(yàn)中，較軟區(qū)域的材料表面將會(huì)被快速移除，從而產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形，同時(shí)磨粒還擠壓著變形區(qū)兩側(cè)的金屬，當(dāng)磨粒壓入一定深度后，該區(qū)域內(nèi)的材料微粒便發(fā)生斷裂并脫落，形成磨屑，使得材料表面的受損程度比較嚴(yán)重。

在磨損實(shí)驗(yàn)中，鋼板在磨球作用下變形后，由于接觸應(yīng)力的作用，在表面形成微裂紋，裂紋可能從表面擴(kuò)展到脫落的薄層，在表面形成不規(guī)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(kuò)展的能力越強(qiáng)。圖9(a)和圖9(b)所示試樣均出現(xiàn)了裂紋，說(shuō)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(fù)式摩擦實(shí)驗(yàn)中，由于沖擊力較小，無(wú)法充分觸發(fā)殘余奧氏體的TRIP 效應(yīng)，雖然Q-P-T 試樣的殘余奧氏體的數(shù)量比其他2種試樣的高，但殘余奧氏體TRIP 效應(yīng)對(duì)耐磨性的貢獻(xiàn)很小，這與文獻(xiàn)[18]中結(jié)果基本符合。而且，通過(guò)冷熱循環(huán)處理的試樣殘余應(yīng)力降低，試樣表面尺寸穩(wěn)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(jīng)過(guò)Q-P-(CT)2-T工藝處理的試樣相對(duì)于Q-P-T工藝處理試樣的耐磨性提高了26%。

2.4 殘余應(yīng)力

盲孔法測(cè)量的3種工藝下試樣的殘余應(yīng)力分布如圖10 所示。由圖10 可見(jiàn)：經(jīng)Q-P 工藝處理試樣的殘余應(yīng)力最大值達(dá)到232 MPa，殘余應(yīng)力最小值為200 MPa，說(shuō)明在淬火過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力。經(jīng)Q-P-T工藝處理試樣的殘余應(yīng)力的范圍為135～160 MPa，說(shuō)明回火工藝對(duì)淬火殘余應(yīng)力有一定的改善作用。經(jīng)Q-P-CT-T和Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的殘余應(yīng)力的范圍分別為82～166 MPa，68～156 MPa，相對(duì)于Q-P 工藝，最小殘余應(yīng)力分別降低了59%和66%，說(shuō)明回火前的冷熱循環(huán)處理對(duì)NM300殘余應(yīng)力的釋放具有促進(jìn)作用。

殘余應(yīng)力是淬火過(guò)程中材料收縮不均勻和殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的共同結(jié)果。只有冷卻到一定溫度時(shí)，馬氏體相變才能產(chǎn)生足夠的內(nèi)應(yīng)力，從而產(chǎn)生晶體缺陷。環(huán)境溫度越低，馬氏體變得更加過(guò)飽和，馬氏體的晶格畸變和熱力學(xué)不穩(wěn)定性增加，促使碳和合金元素向附近的缺陷靠近[10]，形成團(tuán)簇。這些團(tuán)簇在隨后的回火過(guò)程中充當(dāng)形成細(xì)碳化物的核。而回火過(guò)程中細(xì)碳化物的析出一方面降低了馬氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)[19]，另一方面，使殘余應(yīng)力得以釋放。

此外，當(dāng)試樣從低溫恢復(fù)到室溫時(shí)，隨著溫度升高，碳原子的擴(kuò)散能力會(huì)變強(qiáng)，此時(shí)碳原子會(huì)在孿晶表面或其他缺陷上發(fā)生短距離的偏析，形成超細(xì)碳化物，從而使殘余應(yīng)力得到更大程度的釋放。在回火過(guò)程前添加的冷熱循環(huán)工藝會(huì)進(jìn)一步促進(jìn)碳原子的偏聚[20]，在回火過(guò)程中，促進(jìn)組織的細(xì)化和碳化物的析出，從而促進(jìn)殘余應(yīng)力的釋放，最終使得Q-P-(CT)2-T工藝處理試樣的殘余應(yīng)力的降低幅度比Q-P-CT-T 工藝處理試樣的殘余應(yīng)力降低幅度大。

3 結(jié)論

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

2)NM300 耐磨鋼經(jīng)Q-P-(CT)2-T 工藝處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和沖擊韌性都有提升，伸長(zhǎng)率提高了7.7%，強(qiáng)塑積達(dá)到20.8 GPa·%，表現(xiàn)出優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

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

4)與經(jīng)Q-P-T 工藝處理后的NM300 耐磨鋼對(duì)比，經(jīng)過(guò)Q-P-(CT)2-T工藝處理后試樣最小殘余應(yīng)力大幅下降，下降幅度達(dá)到66%。