1198 工程科学学报，第42卷，第9期 12),淬火态合金塑性变形区域很小，只有在犁沟 塑性变形层厚度约为50m,加工硬化层深度为 附近可以观察到一定的塑性变形，加工硬化层深 180um(图11(c)、图12(c)).650℃回火态合金塑 度为50um(图11(a)、图12(a)).200℃回火态合 性变形层厚度约为62um,加工硬化层深度为 金塑性变形层厚度约为20um,加工硬化层深度为 230um(图11(d)、图12(d).说明随着回火温度 110um(图11(b)、图12(b).400℃回火态合金 的升高，合金抵抗塑性变形能力逐渐降低 (a)150 Hardness(HV)(b) Hardness(HV) =150.0 150.0 140.4 300 140.4 130.8 250 130.8 100 121.1 121.1 200 111.5 111.5 101.9 150 101.9 92.25 92.25 100 50 50 um 82.63 100m 82.63 73.0 50 73.0 100 200300 400 200 400 600 8001000 Distance/um Distance/um (c)250 Hardness(HV)(d) Hardness(HV) 1150.0 150.0 300 140.4 140.4 200 130.8 250 130.8 121.1 200 121.1 150 111.5 230m 111.5 180um 150 101.9 101.9 100 92.25 100 92.25 0 82.63 82.63 50 73.0 73.0 200 4006008001000 100200300400 500600 Distance/μm Distance/um 图12不同状态合金加工硬化层深度.(a)淬火态：(b)200℃回火态：(c)400℃回火态：(d)650℃回火态 Fig.12 Depth of work hardening layer of alloys in different states:(a)quenched;(b)tempered at 200 C;(c)tempered at 400 C;(d)tempered at 650 C 综上所述，不同热处理后的合金摩擦lmin后 不大，强度和硬度的提升分别为28MPa和15.3HV, 的磨损机制有明显差异，淬火态合金磨损机制以 但Fe-C相的微区力学性能变化很大，淬火后纳米 犁削为主；200℃回火态合金磨损机制为犁削、黏 硬度为9.4GPa,随回火温度升高Fe-C相的纳米 着磨损和大塑性变形并存：400℃和650℃回火 硬度逐渐降低，650℃回火后纳米硬度降至3.4GPa 态合金磨损机制以黏着磨损和大塑性变形为主 (3)淬火后的合金断口具有解离面等脆性断 黏着磨损和大塑性变形会导致材料发生进一步的 裂的特征，200℃回火后韧窝增多，解离面变小， 磨损，因此合金的回火热处理温度应该低于200℃. 400℃回火后解离面消失，650℃回火后韧窝尺寸 明显增加.断口的这种演变与Fe-C相和基体的结 4结论 合强度有关 本文研究了快冷和等温处理过程中Fe-C相 (4)不同状态合金的摩擦行为有很大差异，淬 的固态转变及其对摩擦性能的影响，得到了以下 火态合金耐磨性最好，随着回火温度升高，耐磨性 结论： 逐渐变差.淬火态合金塑性变形区域很小，只有在 (1)淬火和不同温度的回火处理使Cu-Fe-C 犁沟附近可以观察到一定的塑性变形，200℃回 合金中的Fe-C相发生了类似于高碳钢中的马氏 火态合金磨损机制为犁削、黏着磨损和大塑性变 体相变和回火转变 形并存，400℃和650℃回火态合金磨损机制以 (2)Fe-C相的相变对合金的强度和硬度影响 黏着和大塑性变形为主12）. 淬火态合金塑性变形区域很小，只有在犁沟 附近可以观察到一定的塑性变形，加工硬化层深 度为 50 μm（图 11（a）、图 12（a））. 200 ℃ 回火态合 金塑性变形层厚度约为 20 μm，加工硬化层深度为 110 μm（图 11（b）、图 12（b））. 400 ℃ 回火态合金 塑性变形层厚度约为 50 μm，加工硬化层深度为 180 μm（图 11（c）、图 12（c））. 650 ℃ 回火态合金塑 性变形层厚度约 为 62  μm，加工硬化层深度为 230 μm（图 11（d）、图 12（d））. 说明随着回火温度 的升高，合金抵抗塑性变形能力逐渐降低. 150.0 (a) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 150 100 50 100 200 300 Distance/μm Distance/μm 50 μm 400 150.0 (b) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 300 250 200 150 100 50 200 400 600 Distance/μm Distance/μm 100 μm 800 1000 150.0 (d) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 300 250 200 150 100 50 100 200 300 400 Distance/μm Distance/μm 230 μm 500 600 150.0 (c) Hardness (HV) 140.4 130.8 121.1 111.5 101.9 92.25 82.63 73.0 250 200 150 100 50 200 400 600 Distance/μm Distance/μm 180 μm 800 1000 图 12    不同状态合金加工硬化层深度. （a）淬火态；（b）200 ℃ 回火态；（c）400 ℃ 回火态；（d） 650 ℃ 回火态 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 ℃ 综上所述，不同热处理后的合金摩擦 1 min 后 的磨损机制有明显差异，淬火态合金磨损机制以 犁削为主；200 ℃ 回火态合金磨损机制为犁削、黏 着磨损和大塑性变形并存；400 ℃ 和 650 ℃ 回火 态合金磨损机制以黏着磨损和大塑性变形为主. 黏着磨损和大塑性变形会导致材料发生进一步的 磨损，因此合金的回火热处理温度应该低于 200 ℃. 4    结论 本文研究了快冷和等温处理过程中 Fe–C 相 的固态转变及其对摩擦性能的影响，得到了以下 结论： （1）淬火和不同温度的回火处理使 Cu–Fe–C 合金中的 Fe–C 相发生了类似于高碳钢中的马氏 体相变和回火转变. （2）Fe–C 相的相变对合金的强度和硬度影响 不大，强度和硬度的提升分别为 28 MPa 和 15.3 HV， 但 Fe–C 相的微区力学性能变化很大，淬火后纳米 硬度为 9.4 GPa，随回火温度升高 Fe–C 相的纳米 硬度逐渐降低，650 ℃ 回火后纳米硬度降至 3.4 GPa. （3）淬火后的合金断口具有解离面等脆性断 裂的特征，200 ℃ 回火后韧窝增多，解离面变小， 400 ℃ 回火后解离面消失，650 ℃ 回火后韧窝尺寸 明显增加. 断口的这种演变与 Fe–C 相和基体的结 合强度有关. （4）不同状态合金的摩擦行为有很大差异，淬 火态合金耐磨性最好，随着回火温度升高，耐磨性 逐渐变差. 淬火态合金塑性变形区域很小，只有在 犁沟附近可以观察到一定的塑性变形，200 ℃ 回 火态合金磨损机制为犁削、黏着磨损和大塑性变 形并存，400 ℃ 和 650 ℃ 回火态合金磨损机制以 黏着和大塑性变形为主. · 1198 · 工程科学学报，第 42 卷，第 9 期