分享：Cr-Mo-B系NM500耐磨鋼的制備及熱處理工藝優(yōu)化

0.   引言

隨著重型煤礦機械、挖掘機、裝載機等設備向輕量化發(fā)展,高級別NM500耐磨鋼的需求量逐年增加。耐磨工件工作時大多會經(jīng)歷大沖擊、大壓力及大位移變形,反復承受高能量撞擊,經(jīng)常產(chǎn)生塑性變形或斷裂失效[1]。為此,2023年5月實施的GB/T 24186—2022標準在原標準（GB/T 24186—2009）僅規(guī)定表面布氏硬度指標的基礎上,增加了低溫沖擊能量及抗拉強度技術指標,要求NM500鋼除了具有高的表面硬度外,還要兼具高強度以及高韌性。 

目前,500 HB級耐磨鋼多采用鉻、鉬、鎳或鉻、鉬、鈮合金體系[2],合金元素種類多且含量高,這勢必增加生產(chǎn)成本[3]；另外,由于冶煉、壓延及熱處理工藝間耦合性差,耐磨鋼存在硬度余量小而不耐磨、強韌性匹配低而壽命短等問題。在目前原材料價格上漲等眾多要素導致的嚴峻形勢下,合金元素減量化并匹配合適的制造工藝,是生產(chǎn)低成本高性能NM500鋼的一個重要方向。鑒于此,作者以日鋼營口中板有限公司生產(chǎn)的Cr-Mo-B系NM450鋼板為基礎,通過微調(diào)合金含量,耦合潔凈鋼生產(chǎn)技術制備了20 mm厚NM500耐磨鋼板,研究了淬火溫度和回火溫度對其顯微組織和性能的影響,得到最佳的熱處理工藝,以期為耐磨鋼材料的開發(fā)和研究提供試驗參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

以日鋼營口中板有限公司生產(chǎn)的Cr-Mo-B系NM450鋼板為基礎,通過微調(diào)合金元素含量得到的NM500耐磨鋼化學成分見表1。成分調(diào)整依據(jù)如下：碳是鋼中的基本元素,也是高硬度的主要貢獻元素,但含量過高會影響塑韌性以及焊接性,過低會影響硬度,耐磨性也不佳；硅可提高奧氏體穩(wěn)定性,但高于質(zhì)量分數(shù)0.50%時會使鋼的脆性增加,甚至導致其耐腐蝕性能降低；錳可擴大奧氏體溫度區(qū)間,但會加劇板坯中心偏析,進而影響軋材的強韌性,故采用低錳設計；控制有害元素磷、硫的含量,以防止發(fā)生冷脆和熱脆,并抑制形成硫化錳夾雜物；鉻、鉬可提高鋼的淬透性,改善淬火后的強度以及低溫韌性,并在回火時具有抗高溫軟化能力；加入極少量的硼,可降低奧氏體的成核率,顯著提高淬透性[4],實現(xiàn)等效替代其他貴元素的作用；加入微量的鈦,可以優(yōu)先固氮,避免活潑性高的硼與氮結合為氮化硼而減弱鋼的淬透性。 

20 mm厚NM500鋼板的主要工藝路線：鐵液預處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→鋼包精煉（LF）→真空循環(huán)脫氣精煉（RH）→250 mm×1 500 mm連鑄機連鑄→步進式爐中加熱→高壓水除鱗→雙架5 000 mm寬軋機粗精軋→空冷→淬火→回火。鐵液預處理時采用磷質(zhì)量分數(shù)不大于0.10%的低磷鐵液,入爐前脫硫扒渣,硫質(zhì)量分數(shù)不大于0.010%；轉(zhuǎn)爐雙渣法冶煉時,渣厚低于50 mm,采用大密度擋渣錐嚴控出鋼下渣；LF精煉過程采用白渣操作,為提升渣系吸附夾雜物效果,造渣成分FeO與MnO質(zhì)量分數(shù)之和不高于1.1%,Al2O3質(zhì)量分數(shù)不低于24%,CaO與Al2O3的質(zhì)量比在1.7~1.9；RH爐的真空處理時間大于15 min,真空度不大于67 Pa,充分去除氫、氧、氮有害成分,解除真空后進行鈣化處理,凈吹氬氣時間大于10 min；連鑄中間包過熱度為22 ℃,標準拉速為0.80 m·min−1,全程保護澆注,投入二冷區(qū)后進行電磁攪拌及凝固末端輕壓下。按照YB/T 4003—2016對鑄坯進行冷酸蝕低倍檢驗,如圖1所示,鑄坯中心偏析C類1.0級,內(nèi)部質(zhì)量較好。為防止冷態(tài)板坯快速升溫開裂,采用熱坯熱裝方式進行1 200~1 260 ℃高溫加熱,保溫時間為160~190 min,出爐后進行高水壓慢輥速除鱗；粗軋階段開軋溫度高于1 050 ℃,粗軋展寬后末3道次的壓下量均大于40 mm,精軋階段總壓下率不低于70%,精軋開軋溫度低于900 ℃,軋后空冷至室溫。將軋制后的鋼板在無氧化輥底式爐中進行淬回火處理,采用輥壓式淬火機進行總水量5 000 m3·h−1淬火冷卻。結合工業(yè)爐加熱效果以及Cr-Mo-B系NM450鋼板成熟的工藝制度（880 ℃×20 min淬火以及220 ℃×15 min回火）,對相近成分體系的試驗鋼板進行880,900,920 ℃保溫20 min的淬火處理,對920 ℃淬火的鋼板進行200,250,300,350,400 ℃保溫15 min的回火處理。 

圖  1  試驗鑄坯的低倍組織

Figure  1.  Low magnification structure of test casting

在淬火及回火態(tài)試驗鋼上截取橫剖面金相試樣,經(jīng)研磨、拋光后,用體積分數(shù)4%的硝酸乙醇溶液腐蝕,利用ZEISS EVO18型光學顯微鏡（OM）觀察顯微組織,采用JSM-6480LV型掃描電鏡（SEM）觀察碳化物微觀形貌,并用SEM附帶的能譜儀（EDS）進行微區(qū)成分分析。對淬火態(tài)試樣重新拋光后用80 ℃飽和苦味酸溶液腐蝕10 min,用OM觀察晶粒形貌,采用截線法評定奧氏體晶粒度。在板寬1/4處切取表面尺寸為160 mm×600 mm的樣坯,按照GB/T 2975—2018加工出標距為50 mm的板狀拉伸試樣、尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的夏比V型缺口沖擊試樣以及尺寸為20 mm×30 mm×300 mm的全厚度彎曲試樣,在MST810型材料疲勞試驗機上進行室溫拉伸試驗（拉伸速度0.025 mm·s−1）,在ZBC2602型擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行−20 ℃沖擊試驗,在BHT5206型彎曲試驗機上進行180°彎曲試驗（壓頭直徑80 mm,下壓速度1.0 mm·s−1）。采用SEM觀察沖擊斷口形貌。采用HB3000型布氏硬度計測表面硬度,載荷為29 420 N,保載時間為15 s。按照GB/T 12444—2006,在回火態(tài)試驗鋼上加工出尺寸為?4 mm×25 mm的標準試樣,將試樣表面打磨光滑,在ML-10型磨料磨損試驗機上進行室溫磨損試驗,磨料為180#碳化硅水砂紙,施加14.7 N載荷將試樣的端面垂直緊壓在砂紙磨盤表面,磨盤轉(zhuǎn)速為60 r·min−1,試樣作徑向進給,進給量為2 mm,起始半徑為15 mm,終止半徑為113 mm,磨損行程為19.69 m,采用精度為0.1 mg的電子天平稱取磨損前后試樣質(zhì)量,測3次取平均值,計算磨損質(zhì)量損失。 

2.   試驗結果與討論

2.1   不同溫度淬火后的組織與性能

由圖2可見,不同溫度淬火后試驗鋼的組織區(qū)別較大。880 ℃淬火后得到板條馬氏體和較多未溶鐵素體組成的混合組織。900 ℃淬火時,由于鉻、鉬、硼等奧氏體穩(wěn)定元素的作用以及淬火溫度的提高,淬透性增強,未溶鐵素體明顯減少,馬氏體板條內(nèi)近似平行排列的板條結構開始變得細長。當淬火溫度升高至920 ℃時,試驗鋼為全板條馬氏體組織,馬氏體束呈不規(guī)則方向延伸分布。800,900,920 ℃淬火時的奧氏體晶粒度分別為8.5,10.0,9.0級,即隨淬火溫度升高,晶粒尺寸先減小后略微增大。在淬火過程中,由于第二相粒子的釘扎晶界作用,奧氏體晶粒長大緩慢[5]。此外,匹配5 000 mm軋機的控軋大壓下策略,也使得Cr-Mo-B系耐磨鋼的奧氏體晶粒度均可達到8.0級以上。 

圖  2  不同溫度淬火后試驗鋼的顯微組織及奧氏體晶粒形貌

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

由圖3可見：隨淬火溫度升高,淬火態(tài)試驗鋼的抗拉強度增大,斷后伸長率降低,但都滿足GB/T 24186—2022標準中規(guī)定的抗拉強度不低于1 350 MPa,斷后伸長率不低于7%的要求；−20 ℃沖擊吸收能量與表面硬度均隨淬火溫度升高呈增大趨勢,不同淬火溫度下的低溫沖擊韌性均滿足GB/T 24186—2022標準中沖擊吸收能量不低于21 J的要求,除880 ℃淬火外其他淬火溫度下的試樣鋼表面硬度均滿足不低于470 HBW的要求。可知,試驗鋼在900~920 ℃淬火后的綜合力學性能較好。 

圖  3  不同溫度淬火后試驗鋼的力學性能

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

由圖4可見,不同溫度淬火后試驗鋼的沖擊斷口中均出現(xiàn)一定程度的撕裂棱。880 ℃淬火后的斷口形貌以解理面和準解理面為主,并存在少量較淺的韌窩,此時斷裂形式為脆性斷裂,對應沖擊吸收能量僅為33 J。900 ℃淬火后韌窩的尺寸和深度開始增大,斷口以準解理形貌為主,沖擊吸收能量增大至47 J,韌性明顯提高。繼續(xù)提高淬火溫度至920 ℃后,韌窩數(shù)量明顯增多,同時尺寸變大而深,斷裂形式為微孔聚集型韌性斷裂[6],沖擊吸收能量隨之提升至51 J。在880 ℃淬火時,由于奧氏體相變不完全,在馬氏體間彌散分布較多的軟相鐵素體,此時表現(xiàn)為斷后伸長率高而硬度不足[7-8],同時由于馬氏體和鐵素體組織的形變系數(shù)不同,在承受外部載荷作用時,相界面處易形成應力集中而優(yōu)先開裂,導致強度及韌性較低。在920 ℃淬火時,雖然奧氏體晶粒度降低了1.0級,但此時組織為全馬氏體,因此對應的硬度及強韌性最高。 

圖  4  不同溫度淬火后試驗鋼的沖擊斷口形貌

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

2.2   不同溫度回火后的組織與性能

由圖5可見,200~400 ℃回火后試驗鋼的組織主要為回火馬氏體和少量殘余奧氏體,馬氏體板條界和原奧氏體晶界處由于碳析出而呈現(xiàn)較亮的白色襯度。在200~250 ℃回火后,馬氏體板條清晰且細長；當回火溫度高于250 ℃后,板條結構不再清晰,板條邊界模糊；在400 ℃回火時板條合并變寬,基本無窄細型的板條結構。 

圖  5  920 ℃淬火試驗鋼在不同溫度回火后的顯微組織

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

由圖6可見：200 ℃回火后,試驗鋼組織中奧氏體晶界模糊,馬氏體板條輕微鈍化,此時有少量碳原子從馬氏體中析出并與鐵原子結合形成碳化物；隨回火溫度繼續(xù)升高,馬氏體分解加劇,板條邊界不斷模糊并部分消失,同時伴有大量細小均勻的碳化物顆粒從基體中析出。用EDS測得,200 ℃回火后基體的成分（質(zhì)量分數(shù)/%）為22.25C,77.75Fe,400 ℃回火后的成分為5.53C,94.47Fe,可知與200 ℃回火后的基體相比,400 ℃回火后基體中碳質(zhì)量分數(shù)明顯降低,這是由于在高溫下碳原子擴散能力更強,導致碳化物析出量更多,基體中固溶碳含量降低。 

圖  6  920 ℃淬火試驗鋼在不同溫度回火后的微觀形貌

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

由圖7可見：相比淬火態(tài),不同溫度回火后試驗鋼的抗拉強度、沖擊吸收能量及表面硬度均出現(xiàn)一定程度下降,而斷后伸長率明顯提升；隨回火溫度升高,試驗鋼的抗拉強度整體呈降低趨勢,斷后伸長率呈先降后增再降的趨勢,−20 ℃沖擊吸收能量和表面硬度均呈降低趨勢。在200 ℃回火時,試驗鋼的各項性能均較好,隨回火溫度升高,抗拉強度開始顯著降低,雖然在300 ℃時有小幅提升,但此時表面硬度（468 HBW）已不滿足標準要求。當回火溫度達到300~400 ℃范圍時,強度、硬度大幅下降,低溫韌性嚴重惡化,沖擊吸收能量僅為21~30 J。對比可知,試驗鋼在200 ℃回火后的硬度高、強韌性匹配較好,完全達到GB/T 24186—2022標準要求。 

圖  7  920 ℃淬火試驗鋼在不同溫度回火后的力學性能

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

彎曲試驗后,發(fā)現(xiàn)僅200,250 ℃回火試樣未發(fā)生斷裂。由圖8可以看出,250 ℃回火后的彎曲試樣外表面出現(xiàn)密集的細小裂紋,而200 ℃回火后的外表面無任何裂紋。按GB/T 232—2010標準評定,僅200 ℃回火后的試驗鋼的彎曲性能合格。 

圖  8  920 ℃淬火試驗鋼在不同溫度回火后彎曲試樣的外觀

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

200 ℃低溫回火后,試驗鋼基體內(nèi)仍存在大量固溶的過飽和碳原子,但相比淬火態(tài)試驗鋼固溶量減少,因此硬度及強韌性略有下降。在300~400 ℃高溫回火時,原子擴散、聚集、合并及重組驅(qū)動力增強,馬氏體分解加快,析出的大量碳化物將成為滲碳體的形核點[9-10],滲碳體隨溫度升高不斷長大粗化,降低了界面強度使得界面易形成裂紋擴展通道,此時滲碳體的彌散強化影響已遠不足以抑制碳固溶強化作用的減弱[11],因此試驗鋼強度不斷下降。此外,因基體中碳原子連續(xù)析出,對位錯的釘扎效應減弱,位錯密度不斷降低[12],對裂紋的阻礙作用減弱,試驗鋼出現(xiàn)回火脆性,其低溫韌性及彎曲性能也逐漸惡化。 

200,400 ℃回火后試樣的磨損質(zhì)量損失分別為39.6,60.4 mg。用磨損質(zhì)量損失的倒數(shù)表征耐磨性[13],計算得到200 ℃回火后的耐磨性是400 ℃回火后的1.53倍。由圖9可以看出：200 ℃回火后試驗鋼的磨損表面存在幾條犁溝,但犁溝及周圍的犁皺整體較光滑平坦,抵抗變形能力較強；400 ℃回火后的磨損表面凹凸起伏大,犁溝明顯粗而寬,同時伴隨著塑性變形和微裂紋,磨損嚴重。材料耐磨性能通常與其硬度和塑韌性有關：硬度越高,塑韌性越好[14],耐磨性能越好。隨回火溫度升高,碳原子擴散加速,基體中碳質(zhì)量分數(shù)降低,同時小尺寸的滲碳體不斷聚集粗化,這些均會導致基體的硬度和強韌性大幅下降[15],從而加重磨損程度。 

圖  9  920 ℃淬火試驗鋼在不同溫度回火后的磨損表面形貌

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

3.   結論

（1）隨著淬火溫度的升高,試驗鋼組織中未溶鐵素體減少,淬透性增強,在920 ℃淬火后為全板條馬氏體組織,奧氏體晶粒先細化后略微增大,在控軋大壓下及第二相粒子釘扎晶界作用下奧氏體晶粒度均達到8.0級以上；隨淬火溫度升高,淬火態(tài)試驗鋼的抗拉強度、−20 ℃沖擊吸收能量與表面硬度均增大,而斷后伸長率降低,除了880 ℃淬火后的表面硬度不滿足NM500鋼標準要求外,其他條件下的力學性能均滿足要求；試驗鋼在900~920 ℃淬火溫度下的綜合力學性能較好。 

（2）920 ℃淬火再經(jīng)200 ℃回火后試驗鋼組織中僅析出少量碳化物,提高回火溫度后,碳原子擴散能力增強,馬氏體分解加劇,基體中固溶碳含量明顯降低,碳化物增多。相比淬火態(tài),回火態(tài)的抗拉強度、沖擊吸收能量及表面硬度均下降,而斷后伸長率明顯提升；隨回火溫度升高,抗拉強度整體呈降低趨勢,斷后伸長率先降后增再降,−20 ℃沖擊吸收能量和表面硬度均降低。彎曲試驗后,僅200 ℃回火試樣未發(fā)生斷裂且表面無微裂紋產(chǎn)生。200 ℃回火后的磨損質(zhì)量損失明顯小于400 ℃回火后,磨損表面相對平坦,僅存在細而淺的犁溝。 

（3）經(jīng)920 ℃淬火和200 ℃回火處理后試驗鋼的綜合性能最好,表面硬度為496 HBW,抗拉強度為1 552 MPa,斷后伸長率為15.0%,−20 ℃沖擊吸收能量為46 J,180°冷彎性能合格,滿足GB/T 24186—2022標準要求。

文章來源——材料與測試網(wǎng)