分享：Cr-Mo-B系NM500耐磨钢的制备及热处理工艺优化

0.   引言

随着重型煤矿机械、挖掘机、装载机等设备向轻量化发展,高级别NM500耐磨钢的需求量逐年增加。耐磨工件工作时大多会经历大冲击、大压力及大位移变形,反复承受高能量撞击,经常产生塑性变形或断裂失效[1]。为此,2023年5月实施的GB/T 24186—2022标准在原标准（GB/T 24186—2009）仅规定表面布氏硬度指标的基础上,增加了低温冲击能量及抗拉强度技术指标,要求NM500钢除了具有高的表面硬度外,还要兼具高强度以及高韧性。 

目前,500 HB级耐磨钢多采用铬、钼、镍或铬、钼、铌合金体系[2],合金元素种类多且含量高,这势必增加生产成本[3]；另外,由于冶炼、压延及热处理工艺间耦合性差,耐磨钢存在硬度余量小而不耐磨、强韧性匹配低而寿命短等问题。在目前原材料价格上涨等众多要素导致的严峻形势下,合金元素减量化并匹配合适的制造工艺,是生产低成本高性能NM500钢的一个重要方向。鉴于此,作者以日钢营口中板有限公司生产的Cr-Mo-B系NM450钢板为基础,通过微调合金含量,耦合洁净钢生产技术制备了20 mm厚NM500耐磨钢板,研究了淬火温度和回火温度对其显微组织和性能的影响,得到最佳的热处理工艺,以期为耐磨钢材料的开发和研究提供试验参考。 

1.   试样制备与试验方法

以日钢营口中板有限公司生产的Cr-Mo-B系NM450钢板为基础,通过微调合金元素含量得到的NM500耐磨钢化学成分见表1。成分调整依据如下：碳是钢中的基本元素,也是高硬度的主要贡献元素,但含量过高会影响塑韧性以及焊接性,过低会影响硬度,耐磨性也不佳；硅可提高奥氏体稳定性,但高于质量分数0.50%时会使钢的脆性增加,甚至导致其耐腐蚀性能降低；锰可扩大奥氏体温度区间,但会加剧板坯中心偏析,进而影响轧材的强韧性,故采用低锰设计；控制有害元素磷、硫的含量,以防止发生冷脆和热脆,并抑制形成硫化锰夹杂物；铬、钼可提高钢的淬透性,改善淬火后的强度以及低温韧性,并在回火时具有抗高温软化能力；加入极少量的硼,可降低奥氏体的成核率,显著提高淬透性[4],实现等效替代其他贵元素的作用；加入微量的钛,可以优先固氮,避免活泼性高的硼与氮结合为氮化硼而减弱钢的淬透性。 

20 mm厚NM500钢板的主要工艺路线：铁液预处理→转炉冶炼→钢包精炼（LF）→真空循环脱气精炼（RH）→250 mm×1 500 mm连铸机连铸→步进式炉中加热→高压水除鳞→双架5 000 mm宽轧机粗精轧→空冷→淬火→回火。铁液预处理时采用磷质量分数不大于0.10%的低磷铁液,入炉前脱硫扒渣,硫质量分数不大于0.010%；转炉双渣法冶炼时,渣厚低于50 mm,采用大密度挡渣锥严控出钢下渣；LF精炼过程采用白渣操作,为提升渣系吸附夹杂物效果,造渣成分FeO与MnO质量分数之和不高于1.1%,Al2O3质量分数不低于24%,CaO与Al2O3的质量比在1.7~1.9；RH炉的真空处理时间大于15 min,真空度不大于67 Pa,充分去除氢、氧、氮有害成分,解除真空后进行钙化处理,净吹氩气时间大于10 min；连铸中间包过热度为22 ℃,标准拉速为0.80 m·min−1,全程保护浇注,投入二冷区后进行电磁搅拌及凝固末端轻压下。按照YB/T 4003—2016对铸坯进行冷酸蚀低倍检验,如图1所示,铸坯中心偏析C类1.0级,内部质量较好。为防止冷态板坯快速升温开裂,采用热坯热装方式进行1 200~1 260 ℃高温加热,保温时间为160~190 min,出炉后进行高水压慢辊速除鳞；粗轧阶段开轧温度高于1 050 ℃,粗轧展宽后末3道次的压下量均大于40 mm,精轧阶段总压下率不低于70%,精轧开轧温度低于900 ℃,轧后空冷至室温。将轧制后的钢板在无氧化辊底式炉中进行淬回火处理,采用辊压式淬火机进行总水量5 000 m3·h−1淬火冷却。结合工业炉加热效果以及Cr-Mo-B系NM450钢板成熟的工艺制度（880 ℃×20 min淬火以及220 ℃×15 min回火）,对相近成分体系的试验钢板进行880,900,920 ℃保温20 min的淬火处理,对920 ℃淬火的钢板进行200,250,300,350,400 ℃保温15 min的回火处理。 

图  1  试验铸坯的低倍组织

Figure  1.  Low magnification structure of test casting

在淬火及回火态试验钢上截取横剖面金相试样,经研磨、抛光后,用体积分数4%的硝酸乙醇溶液腐蚀,利用ZEISS EVO18型光学显微镜（OM）观察显微组织,采用JSM-6480LV型扫描电镜（SEM）观察碳化物微观形貌,并用SEM附带的能谱仪（EDS）进行微区成分分析。对淬火态试样重新抛光后用80 ℃饱和苦味酸溶液腐蚀10 min,用OM观察晶粒形貌,采用截线法评定奥氏体晶粒度。在板宽1/4处切取表面尺寸为160 mm×600 mm的样坯,按照GB/T 2975—2018加工出标距为50 mm的板状拉伸试样、尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的夏比V型缺口冲击试样以及尺寸为20 mm×30 mm×300 mm的全厚度弯曲试样,在MST810型材料疲劳试验机上进行室温拉伸试验（拉伸速度0.025 mm·s−1）,在ZBC2602型摆锤式冲击试验机上进行−20 ℃冲击试验,在BHT5206型弯曲试验机上进行180°弯曲试验（压头直径80 mm,下压速度1.0 mm·s−1）。采用SEM观察冲击断口形貌。采用HB3000型布氏硬度计测表面硬度,载荷为29 420 N,保载时间为15 s。按照GB/T 12444—2006,在回火态试验钢上加工出尺寸为?4 mm×25 mm的标准试样,将试样表面打磨光滑,在ML-10型磨料磨损试验机上进行室温磨损试验,磨料为180#碳化硅水砂纸,施加14.7 N载荷将试样的端面垂直紧压在砂纸磨盘表面,磨盘转速为60 r·min−1,试样作径向进给,进给量为2 mm,起始半径为15 mm,终止半径为113 mm,磨损行程为19.69 m,采用精度为0.1 mg的电子天平称取磨损前后试样质量,测3次取平均值,计算磨损质量损失。 

2.   试验结果与讨论

2.1   不同温度淬火后的组织与性能

由图2可见,不同温度淬火后试验钢的组织区别较大。880 ℃淬火后得到板条马氏体和较多未溶铁素体组成的混合组织。900 ℃淬火时,由于铬、钼、硼等奥氏体稳定元素的作用以及淬火温度的提高,淬透性增强,未溶铁素体明显减少,马氏体板条内近似平行排列的板条结构开始变得细长。当淬火温度升高至920 ℃时,试验钢为全板条马氏体组织,马氏体束呈不规则方向延伸分布。800,900,920 ℃淬火时的奥氏体晶粒度分别为8.5,10.0,9.0级,即随淬火温度升高,晶粒尺寸先减小后略微增大。在淬火过程中,由于第二相粒子的钉扎晶界作用,奥氏体晶粒长大缓慢[5]。此外,匹配5 000 mm轧机的控轧大压下策略,也使得Cr-Mo-B系耐磨钢的奥氏体晶粒度均可达到8.0级以上。 

图  2  不同温度淬火后试验钢的显微组织及奥氏体晶粒形貌

Figure  2.  Microstructures (a, c, e) and austenite grain morphology (b, d, f) of test steel after quenching at different temperatures

由图3可见：随淬火温度升高,淬火态试验钢的抗拉强度增大,断后伸长率降低,但都满足GB/T 24186—2022标准中规定的抗拉强度不低于1 350 MPa,断后伸长率不低于7%的要求；−20 ℃冲击吸收能量与表面硬度均随淬火温度升高呈增大趋势,不同淬火温度下的低温冲击韧性均满足GB/T 24186—2022标准中冲击吸收能量不低于21 J的要求,除880 ℃淬火外其他淬火温度下的试样钢表面硬度均满足不低于470 HBW的要求。可知,试验钢在900~920 ℃淬火后的综合力学性能较好。 

图  3  不同温度淬火后试验钢的力学性能

Figure  3.  Mechanical properties of test steel after quenching at different temperatures: (a) tensile strength and percentage elongation after fracture and (b) −20 ℃ impact absorbed energy and surface hardness

由图4可见,不同温度淬火后试验钢的冲击断口中均出现一定程度的撕裂棱。880 ℃淬火后的断口形貌以解理面和准解理面为主,并存在少量较浅的韧窝,此时断裂形式为脆性断裂,对应冲击吸收能量仅为33 J。900 ℃淬火后韧窝的尺寸和深度开始增大,断口以准解理形貌为主,冲击吸收能量增大至47 J,韧性明显提高。继续提高淬火温度至920 ℃后,韧窝数量明显增多,同时尺寸变大而深,断裂形式为微孔聚集型韧性断裂[6],冲击吸收能量随之提升至51 J。在880 ℃淬火时,由于奥氏体相变不完全,在马氏体间弥散分布较多的软相铁素体,此时表现为断后伸长率高而硬度不足[7-8],同时由于马氏体和铁素体组织的形变系数不同,在承受外部载荷作用时,相界面处易形成应力集中而优先开裂,导致强度及韧性较低。在920 ℃淬火时,虽然奥氏体晶粒度降低了1.0级,但此时组织为全马氏体,因此对应的硬度及强韧性最高。 

图  4  不同温度淬火后试验钢的冲击断口形貌

Figure  4.  Impact fracture morphology of test steel after quenching at different temperatures

2.2   不同温度回火后的组织与性能

由图5可见,200~400 ℃回火后试验钢的组织主要为回火马氏体和少量残余奥氏体,马氏体板条界和原奥氏体晶界处由于碳析出而呈现较亮的白色衬度。在200~250 ℃回火后,马氏体板条清晰且细长；当回火温度高于250 ℃后,板条结构不再清晰,板条边界模糊；在400 ℃回火时板条合并变宽,基本无窄细型的板条结构。 

图  5  920 ℃淬火试验钢在不同温度回火后的显微组织

Figure  5.  Microstructures of 920 ℃ quenched test steel after tempering at different temperatures

由图6可见：200 ℃回火后,试验钢组织中奥氏体晶界模糊,马氏体板条轻微钝化,此时有少量碳原子从马氏体中析出并与铁原子结合形成碳化物；随回火温度继续升高,马氏体分解加剧,板条边界不断模糊并部分消失,同时伴有大量细小均匀的碳化物颗粒从基体中析出。用EDS测得,200 ℃回火后基体的成分（质量分数/%）为22.25C,77.75Fe,400 ℃回火后的成分为5.53C,94.47Fe,可知与200 ℃回火后的基体相比,400 ℃回火后基体中碳质量分数明显降低,这是由于在高温下碳原子扩散能力更强,导致碳化物析出量更多,基体中固溶碳含量降低。 

图  6  920 ℃淬火试验钢在不同温度回火后的微观形貌

Figure  6.  Micromorphology of test steel quenched at 920 ℃ and tempered at different temperatures

由图7可见：相比淬火态,不同温度回火后试验钢的抗拉强度、冲击吸收能量及表面硬度均出现一定程度下降,而断后伸长率明显提升；随回火温度升高,试验钢的抗拉强度整体呈降低趋势,断后伸长率呈先降后增再降的趋势,−20 ℃冲击吸收能量和表面硬度均呈降低趋势。在200 ℃回火时,试验钢的各项性能均较好,随回火温度升高,抗拉强度开始显著降低,虽然在300 ℃时有小幅提升,但此时表面硬度（468 HBW）已不满足标准要求。当回火温度达到300~400 ℃范围时,强度、硬度大幅下降,低温韧性严重恶化,冲击吸收能量仅为21~30 J。对比可知,试验钢在200 ℃回火后的硬度高、强韧性匹配较好,完全达到GB/T 24186—2022标准要求。 

图  7  920 ℃淬火试验钢在不同温度回火后的力学性能

Figure  7.  Mechanical properties of test steel quenched at 920 ℃ and tempered at different temperatures: (a) tensile strength and percentage elongation after fracture and (b) −20 ℃ impact absorbed energy and surface hardness

弯曲试验后,发现仅200,250 ℃回火试样未发生断裂。由图8可以看出,250 ℃回火后的弯曲试样外表面出现密集的细小裂纹,而200 ℃回火后的外表面无任何裂纹。按GB/T 232—2010标准评定,仅200 ℃回火后的试验钢的弯曲性能合格。 

图  8  920 ℃淬火试验钢在不同温度回火后弯曲试样的外观

Figure  8.  Appearance of bending samples of test steel quenched at 920 ℃ and tempered at different temperatures

200 ℃低温回火后,试验钢基体内仍存在大量固溶的过饱和碳原子,但相比淬火态试验钢固溶量减少,因此硬度及强韧性略有下降。在300~400 ℃高温回火时,原子扩散、聚集、合并及重组驱动力增强,马氏体分解加快,析出的大量碳化物将成为渗碳体的形核点[9-10],渗碳体随温度升高不断长大粗化,降低了界面强度使得界面易形成裂纹扩展通道,此时渗碳体的弥散强化影响已远不足以抑制碳固溶强化作用的减弱[11],因此试验钢强度不断下降。此外,因基体中碳原子连续析出,对位错的钉扎效应减弱,位错密度不断降低[12],对裂纹的阻碍作用减弱,试验钢出现回火脆性,其低温韧性及弯曲性能也逐渐恶化。 

200,400 ℃回火后试样的磨损质量损失分别为39.6,60.4 mg。用磨损质量损失的倒数表征耐磨性[13],计算得到200 ℃回火后的耐磨性是400 ℃回火后的1.53倍。由图9可以看出：200 ℃回火后试验钢的磨损表面存在几条犁沟,但犁沟及周围的犁皱整体较光滑平坦,抵抗变形能力较强；400 ℃回火后的磨损表面凹凸起伏大,犁沟明显粗而宽,同时伴随着塑性变形和微裂纹,磨损严重。材料耐磨性能通常与其硬度和塑韧性有关：硬度越高,塑韧性越好[14],耐磨性能越好。随回火温度升高,碳原子扩散加速,基体中碳质量分数降低,同时小尺寸的渗碳体不断聚集粗化,这些均会导致基体的硬度和强韧性大幅下降[15],从而加重磨损程度。 

图  9  920 ℃淬火试验钢在不同温度回火后的磨损表面形貌

Figure  9.  Wear surface morphology of 920 ℃ quenched test steel after tempering at different temperatures

3.   结论

（1）随着淬火温度的升高,试验钢组织中未溶铁素体减少,淬透性增强,在920 ℃淬火后为全板条马氏体组织,奥氏体晶粒先细化后略微增大,在控轧大压下及第二相粒子钉扎晶界作用下奥氏体晶粒度均达到8.0级以上；随淬火温度升高,淬火态试验钢的抗拉强度、−20 ℃冲击吸收能量与表面硬度均增大,而断后伸长率降低,除了880 ℃淬火后的表面硬度不满足NM500钢标准要求外,其他条件下的力学性能均满足要求；试验钢在900~920 ℃淬火温度下的综合力学性能较好。 

（2）920 ℃淬火再经200 ℃回火后试验钢组织中仅析出少量碳化物,提高回火温度后,碳原子扩散能力增强,马氏体分解加剧,基体中固溶碳含量明显降低,碳化物增多。相比淬火态,回火态的抗拉强度、冲击吸收能量及表面硬度均下降,而断后伸长率明显提升；随回火温度升高,抗拉强度整体呈降低趋势,断后伸长率先降后增再降,−20 ℃冲击吸收能量和表面硬度均降低。弯曲试验后,仅200 ℃回火试样未发生断裂且表面无微裂纹产生。200 ℃回火后的磨损质量损失明显小于400 ℃回火后,磨损表面相对平坦,仅存在细而浅的犁沟。 

（3）经920 ℃淬火和200 ℃回火处理后试验钢的综合性能最好,表面硬度为496 HBW,抗拉强度为1 552 MPa,断后伸长率为15.0%,−20 ℃冲击吸收能量为46 J,180°冷弯性能合格,满足GB/T 24186—2022标准要求。

文章来源——材料与测试网