摘要:采用Ti-Cr-B微合金化成分設計、奧氏體再結晶區(qū)直接軋制及淬火加低溫回火的熱處理工藝,開發(fā)出低成本的NM400耐磨鋼板利用光學顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)等對其組織、性能、斷口形貌及析出物進行了研究結果表明:試驗鋼的組織主要為高密度位錯板條馬氏體及分布在板條上的碳化物;抗拉強度1400MPa,表面硬度HV450,-40沖擊功在60J以上;鋼板淬透性好,厚度方向硬度分布均勻;除固溶強化和細晶強化外,馬氏體板條上的大量位錯以及10nm左右的Ti(C,N)析出顆粒起到強烈的硬化作用;經(jīng)能譜分析,斷口韌窩處存在的第二相粒子主要為MnS和Al2O3顆粒, 尺寸在2m左右。 上圖為NM400耐磨鋼板，規(guī)格為20*2700*6900與高錳鋼、耐磨鑄鐵等耐磨材料相比,低合金耐磨鋼板具有更為優(yōu)良的強韌性和耐磨性,成本相對較低;NM400由于具有高硬度和良好韌性,同時又具有可焊性及可加工性,因此得到廣泛應用，國外這種耐磨鋼板的的銷量一路看好，目前國內一些鋼廠也開始逐漸投入此種耐磨鋼板的生產和研發(fā)中，旨在降低合金添加種類和含量，降低生產成本，提高沖擊韌性，在C-Mn鋼的基礎上采用Ti-Cr-B微合金化的成分設計,在不添加Mo,Ni等貴重金屬元素的條件下,充分利用C的固溶強化作用和Mn,Cr和B能提高鋼的淬透性的特點,以及Ti具有細化晶粒及析出硬化作用,采用奧氏體再結晶區(qū)直接軋制以及淬火加低溫回火的熱處理工藝,開發(fā)出一種低成本的NM400耐磨鋼板,在保證高硬度的同時還獲得了良好的低溫沖擊韌性。1試驗鋼的成分及工藝采用真空感應熔煉獲得150kg鋼錠,將其鍛成80mm120mmL的方坯,其化學成分(質量分數(shù),%)為:C0.18~0.20,Si0.2~0.5,Mn1.2~1.6,P0.015,S0.003,Ti0.015~0.02,Cr0.18~0.20,B0.002,Al0.02~0.04,O0.0045,N0.0045,Fe余量。將方坯加熱至1200,保溫120min,在450mm熱軋試驗機組上采用奧氏體再結晶區(qū)直接軋制工藝進行熱軋，開軋溫度為1100~1050,終軋溫度950,累計壓下率70%,壓下規(guī)程為80mm61mm43mm31mm23mm17mm14mm12mm,軋后空冷至室溫熱處理采用淬火+低溫回火工藝,奧氏體化溫度范圍為900~950,保溫20~40min后水淬,回火加熱溫度為200~300,保溫30~50min后空冷至室溫用HV-50A型維氏硬度計測量宏觀硬度,在液壓式 材料試驗機上進行拉伸試驗,在Instron250HV型落錘沖擊試驗機上進行低溫沖擊試驗,用LEICA-DMIRM多功能光學顯微鏡和JSM-5500LV掃描電鏡對顯微組織及斷口進行觀察,利用透射電鏡對試樣組織的精細結構進行觀察。2試驗鋼的力學性能經(jīng)奧氏體再結晶區(qū)軋制及淬火回火處理后,試驗鋼的表面硬度達到HV450以上,抗拉強度達到1460MPa,屈服強度為1160MPa,延伸率為15%,-20和-40的沖擊韌度分別為66和62J;可見試驗鋼具有良好的硬度和韌性匹配，該試驗鋼在拉伸變形時無屈服平臺,具有較強的連續(xù)屈服能力;鋼板在厚度方向上硬度分布均勻,良好的淬透性使鋼板心部也能保持較高硬度,可有效抵抗磨損而延長使用壽命。3試驗鋼的微觀組織3.1顯微組織如圖1所示,試驗鋼的顯微組織主要為回火馬氏體組織原晶粒內部被分割成多個不同延伸方向的馬氏體束,見圖1a中白色箭頭所指區(qū)域;同時可以觀察到襯度不同馬氏體塊,見黑色箭頭所指區(qū)域細小碳化物彌散分布在板條內部和板條之間經(jīng)XRD檢測,沒有檢測到殘余奧氏體組織從表面、厚度方向1/4處、心部的顯微組織中可以看出,由于Mn,Cr,B等元素的添加,鋼板表面到心部的馬氏體組織較為完全,晶粒大小差別不明顯,表面組織更為均勻 圖（1）試驗鋼的光學顯微組織（a）表面組織（b）厚度方向1/4處組織（c）心部組織用透射電鏡進一步觀察試驗鋼的顯微組織,如圖2所示:馬氏體板條平行分布,尺寸一般在0.2m左右,板條上分布著大量碳化物及析出顆粒,高密度的位錯糾纏在一起，以間隙式溶入的飽和碳原子強烈地引起點陣畸變,形成以碳原子為中心的應力場,這個應力場與位錯發(fā)生交互作用從而使碳釘扎位錯,起到主要的硬化作用此外,滲碳體的彌散析出使馬氏體晶體內產生超顯微結構的不均勻性,對硬化亦有一定的作用,但作用遠小于碳的固溶試驗鋼中的碳化物呈棒狀和細片狀,至少指向三個方向,見圖2b中箭頭所指;低溫回火時滲碳體在馬氏體板條中形核,沿馬氏體的(110)慣習面長成細片狀,并與基體有確定的晶體學關系:(001)(211),[100][011],[010][111]如圖3a所示,試驗鋼的碳化物寬約10~30nm,長約50~100nm 圖（2）試驗鋼的透射照片(a)馬氏體板條;(b)碳化物分布;(c)高密度位錯 3.2析出物由試驗鋼的力學性能及圖1、圖2可知,試驗鋼經(jīng)淬火及低溫回火后獲得了板條狀的回火馬氏體組織,組織細小均勻,表現(xiàn)出良好的強韌性，前面已經(jīng)提到過試驗鋼中碳的固溶引起了強烈的化作用,同時Ti元素的添加可細化晶粒,產生硬化;另外,析出物的硬化作用也不容忽視，由圖3可以看到,在馬氏體板條內部除彌散分布的滲碳體外,還分布著細小的Ti(C,N)析出顆粒,尺寸在10nm左右，一般來講,尺寸在50nm以上的Ti(C,N)析出物主要起釘扎奧氏體晶界的作用,對硬化作用貢獻不大,在試驗鋼中該類型析出物并未找到;而10nm左右的小尺寸析出物可以起釘扎位錯的作用,阻止位錯移動,對強度和硬度的提高貢獻較大,在試驗鋼中該類型的析出物是彌散分布的。 圖（3）析出物及對應成分3.3斷口分析圖4為拉伸斷口形貌從宏觀上看斷口為杯錐狀韌性斷口,纖維斷口區(qū)域較大,發(fā)生了較大塑性變形,沒有明顯裂紋及夾雜物;從微觀上看斷口處韌窩較深且分布均勻,韌窩處存在細小的夾雜物顆粒, 尺寸在2m左右,經(jīng)能譜分析,細小的夾雜物多為硫化物夾雜和氧化物夾雜。圖5為試驗鋼在-20下的沖擊斷口形貌從剪切唇和纖維區(qū)所占比例來看斷口為韌、脆混合斷口;從微觀上看,韌窩與解理面同時存在,有較高的撕裂棱,說明裂紋擴展過程中在裂紋 的鈍化和擴展中吸收了較大的能量，韌窩處存在0.5~2m大小的夾雜物,形態(tài)不一;經(jīng)能譜檢測,夾雜物成分主要為Al,Si,S,Mn分析表明,夾雜物為MnS和Al2O3等,主要是由于冶煉過程中夾雜的帶入使鋼中產生硫化物、氧化物、鋁酸鹽等脆性相;同時,由于冶煉時殘留下來的少量稀土元素與硫、氧的親和力較強,存在于夾雜中,能增加夾雜物與晶界抵抗裂紋形成與擴展的能力。 圖（4）拉伸斷口形貌及夾雜物能譜 圖（5）沖擊斷口形貌及夾雜物能譜4結論1)通過微合金化的成分設計,不添加Mo,Ni等貴重金屬元素,采用直接軋制及淬火加回火工藝得到以板條馬氏體為主要組織的低成本NM400耐磨鋼板;抗拉強度為1460MPa,屈服強度為1160MPa,延伸率為15%,-20和-40的沖擊功均在60J以上。2)鋼板淬透性好,表面維氏硬度超過HV450,厚度方向硬度分布均勻3)除C的固溶強化作用和Ti的細晶強化作用外,尺寸在10nm左右的Ti(C,N)析出顆粒彌散分布,從而釘扎位錯也產生強烈的硬化作用4)拉伸斷口和沖擊斷口韌窩處存在MnS和Al2O3脆性粒子,但尺寸細小,通過控制冶煉過程中的雜質可有效提高該耐磨鋼板的強度和韌塑性.在北京耐默科技有限公司，這種NM400鋼板耐磨性、抗沖擊性能都很好，深受用戶的喜愛和信任；公司產品以其優(yōu)異的性價比得到了冶金、水泥、礦山、火電、玻璃等行業(yè)的廣泛認可。本公司對于客戶不同尺寸要求的耐磨鋼板可根據(jù)用戶圖紙下料，加工，制作。使客戶的板材損耗率為零。

耐磨400鋼板，大批量供應以下是技術上的知識： 研究變形奧氏體相變規(guī)律的基本方法是測定鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線，這種曲線不但可以系統(tǒng)地表示出變形工藝參數(shù)、軋后冷卻制度對相變規(guī)律的影響，而且是選用合適的鋼種的化學成分，衡量與之相配合的熱軋變形工藝是否恰當?shù)囊罁?jù)，實際軋制生產中采用的冷卻制度多為連續(xù)冷卻方式。過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線圖，簡稱CCT曲線，它系統(tǒng)地表示冷卻速度對轉變開始點、相變進行速度和組織的影響情況。CCT曲線是分析連續(xù)冷卻時奧氏體轉變過程及轉變產物組織和性能的有力工具，CCT曲線與實際生產條件相當接近，所以它是制定合理的加工和熱處理工藝時的有用參考資料。根據(jù)連續(xù)冷卻轉變曲線可以選擇zui適當?shù)墓に囈?guī)范，從而得到恰好的組織，達到提高強度和塑性的目的。本研究基于熱模擬試驗分別研究了NM400耐磨鋼在靜態(tài)下和動態(tài)下冷卻速度對其組織的影響，以確定其正確的淬火工藝。 將軋制鋼板加工成膨脹試樣，試驗采用Gleeble-1500熱模擬機，測定試樣在不同冷卻速度下的微觀組織。 通過靜態(tài)連續(xù)冷卻實驗可知，冷速為5℃/s時得到的組織為鐵素體+貝氏體，隨著冷速的增加貝氏體轉變范圍增加，當冷速為30～50℃/s時得到的組織為貝氏體+馬氏體組織。通過動態(tài)連續(xù)冷卻試驗可知，冷卻速度為0.5～1.0℃/s時組織為多邊形鐵素體+粒狀貝氏體；冷速為5～15℃/s時粒狀貝氏體組織轉變?yōu)榘鍡l貝氏體組織，冷卻速度在20℃/s以上，組織主要是貝氏體+馬氏體的組織。由動態(tài)CCT曲線的分析，建議直接淬火工藝為：冷卻速度應該大于15℃/s以便得到貝氏體組織或者貝氏體+馬氏體的混合組織，冷卻開始溫度(即二階段終軋溫度)為800～850℃，即高于相變開始溫度；而冷卻結束溫度為400～450℃，低于相變結束溫度。