摘要：为了解决低合金耐磨钢常规正火后晶粒粗大、低温冲击韧性不足的问题，文章以NM450低合金耐磨钢为研究对象，通过控制加热温度950~1150℃、保温时间（1~3h）及冷却速度空冷、雾冷、水冷，全面研究高温正火工艺对其晶粒尺寸与-40℃冲击韧性的影响机理。结果表明，当加热温度1050℃、保温2h、雾冷时，钢的平均晶粒尺寸从常规正火的22.5μm细化至8.5μm，-40℃冲击功从38J提升至78J，增幅达105.3%，同时硬度维持在320HV，耐磨性能无下降。机理分析显示，高温下Cr、Mo元素充分溶解并促进奥氏体均匀形核，适度保温抑制晶粒异常长大，雾冷实现第二相Cr23C6、Mo2C细小球状析出，三者协同实现晶粒细化与冲击韧性提升的平衡。

　　关键词：高温正火工艺；低合金耐磨钢晶粒细化；冲击韧性

　　低合金耐磨钢，如NM450、Q690NQR1被广泛应用于矿山机械、工程机械等领域，其服役过程需同时满足高硬度（通常≥280HV）以保证耐磨性，以及优异的低温韧性（如-40℃冲击功≥40J）以保证抗冲击性的严苛要求。对于低合金耐磨钢，常规正火加热温度Ac3+50~100℃,虽然Ac3为880℃能保证硬度，但易导致奥氏体晶粒粗大，致使低温冲击韧性不足，制约了其在寒冷地区的应用。文章提出了高温正火工艺（加热至Ac3+150~250℃),通过提高加热温度促进合金元素溶解与晶界重构，以期细化晶粒。但目前关于高温正火对低合金耐磨钢冲击韧性的定量影响及机理，基于此，文章通过设计多组工艺参数实验，为低合金耐磨钢性能优化提供数据支撑。

　　1实验材料与方法

　　1.1实验材料

　　本实验采用工业生产的NM450低合金耐磨钢，原材料为12mm厚热轧钢板，其化学成分通过直读光谱仪（SPECTROMAXx）检测，结果如表1所示。该钢中Cr、Mo元素可形成碳化物强化相，Mn元素扩大奥氏体区，Si元素固溶强化铁素体，成分设计兼顾耐磨性与韧性。其中，P元素易在晶界偏聚导致冷脆，S元素会形成低熔点硫化物引发热脆，因此实验原料严格控制二者质量分数分别≤0.025%和≤0.010%，避免在低温冲击过程中因晶界脆化诱发裂纹。该成分体系经过工业试炼验证，在保证淬透性的同时，可以降低焊接应力开裂风险，适配矿山机械等复杂受力场景的加工与服役需求。

　　1.2实验工艺设计

　　将热轧钢板切割为两类试样：①金相试样10mm×10mm×5mm；②冲击试样10mm×10mm×55mm，夏比V型缺口，缺口深度2mm。采用箱式电阻炉进行高温正火处理，工艺参数设计如下：

　　加热温度（T）：950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃,均高于Ac3=880℃,间隔50℃以量化温度影响。

　　保温时间（t）：1h、2h、3h，基于工业生产效率，选择1~3h常规区间。

　　冷却速度（v）：空冷5~8℃/s、雾冷15~20℃/s、水冷30~35℃/s，通过控制冷却介质实现不同冷速［1］。

　　常规正火工艺900℃×2h空冷作为对照组，所有试样加热速率均为10℃/min，以避免升温过快导致组织不均匀。

　　1.3测试与分析方法

　　1.3.1晶粒尺寸测量

　　金相试样经400#~2000#砂纸逐级打磨、1.5μm金刚石抛光后，用4%硝酸酒精溶液腐蚀5~8s，采用金相显微镜观察组织，选取5个视场，放大倍数500×,按截距法计算平均晶粒尺寸（d），如式（1）：

　　式中：L为测量线总长度，mm；n为截距数；M为显微镜放大倍数；1.12为截距法修正系数。

　　1.3.2冲击韧性测试

　　采用摆锤冲击试验机，在-40℃低温环境下测试冲击功(αk），每组3个试样，取平均值，误差≤±2J。

　　1.3.3硬度测试

　　采用维氏硬度计，载荷10kg，保压10s，每个试样测试5点，取平均值，误差≤±5HV。

　　1.3.4显微组织观察

　　通过扫描电子显微镜（SEM，Zeiss Sigma 300）观察第二相形貌与分布，加速电压15kV。

　　2实验结果与分析

　　2.1加热温度对晶粒尺寸与冲击韧性的影响

　　固定保温时间2h、冷却速度雾冷，加热温度（T）对NM450钢晶粒尺寸（d）与-40℃冲击功(αk）的影响如下：首先，当T从950℃升至1050℃时，平均晶粒尺寸从18.2μm显著细化至8.5μm，降幅达53.3%，-40℃冲击功从42J提升至78J，增幅达85.7%。原因主要为随着温度升高，钢中Cr、Mo等合金元素从碳化物中充分溶解进入奥氏体，增加晶界处的溶质原子浓度，形成“溶质拖拽效应”抑制晶粒长大［2］。同时，高温下奥氏体形核率提高，晶核数量增多导致晶粒细化。其次，当T超过1050℃（1100℃、1150℃)时，晶粒尺寸反而从8.5μm粗化至12.1μm、15.3μm，冲击功从78J降至65J、51J。这是因为温度过高导致奥氏体晶界能量急剧升高，溶质拖拽效应不足以抵抗晶界迁移，晶粒发生异常长大。同时，过高温度会导致奥氏体中碳含量过高，冷却后易形成粗大渗碳体，降低冲击韧性。

　　如表2所示，加热温度为1050℃时，硬度达320HV，高于常规正火（298HV），说明该温度下耐磨性未因韧性提升而下降，综合性能最优。

　　2.2保温时间对晶粒尺寸与冲击韧性的影响

　　固定加热温度1050℃、冷却速度雾冷，保温时间对晶粒尺寸与冲击功的影响如下：保温时间从1h延长至2h时，晶粒尺寸从10.3μm细化至8.5μm，冲击功从68J提升至78J。原因是1h保温时间不足，合金元素溶解不充分，奥氏体成分不均匀，存在局部晶粒粗大。2h时元素完全溶解，晶粒达到均匀细化状态，冲击韧性最优。保温时间超过2h（3h）时，晶粒尺寸从8.5μm粗化至9.8μm，冲击功从78J降至72J。这是因为保温时间过长，奥氏体晶界持续迁移，小晶粒合并为大晶粒。同时，部分碳化物重新析出并长大，失去对晶界的钉扎作用，导致韧性下降［3］。

　　2.3冷却速度对晶粒尺寸与冲击韧性的影响

　　固定加热温度1050℃、保温时间2h，冷却速度对晶粒尺寸、冲击功及硬度的影响如下：①空冷（5~8℃/s）。晶粒尺寸11.2μm，冲击功65J，硬度305HV。冷却速度慢，奥氏体充分分解为铁素体+珠光体，珠光体片层粗大，导致韧性较低。②雾冷（15~20℃/s）。晶粒尺寸8.5μm，冲击功78J，硬度320HV。冷却速度适中，奥氏体分解为细晶铁素体+细片状珠光体，同时析出大量细小球状Cr23C6、Mo2C，这些第二相既钉扎晶界抑制晶粒长大，又避免形成硬脆组织，实现韧性与硬度的平衡。③水冷（30~35℃/s）。晶粒尺寸7.2μm，最细，冲击功75J，略低于雾冷，硬度335HV，最高。冷却速度过快，部分奥氏体转变为马氏体，马氏体的硬脆特性导致冲击韧性略有下降，虽硬度最高，但韧性不符合寒冷地区服役要求。

　　2.4最优工艺与常规正火的性能对比

　　基于上述实验，确定NM450钢的最优高温正火工艺为1050℃×2h雾冷，其与常规正火工艺的性能对比，如表3所示。

　　为了验证该最优工艺的工业可行性，新钢集团在中试生产线进行了批量试生产，选取100块12mm厚的NM450钢板采用1050℃×2h雾冷工艺处理。经抽样检测，晶粒尺寸波动范围为7.8~9.2μm，-40℃冲击功均≥72J，硬度维持在315~325HV，合格率达98%。相较于常规正火工艺，试生产产品在北方某露天矿山的挖掘机斗齿部件中应用，冬季低温环境下未出现冲击断裂失效，使用寿命较原工艺产品提升22%，验证了工艺的稳定性与实用性。

　　由表3可知，最优高温正火工艺下，晶粒尺寸较常规正火细化62.2%，冲击功提升105.3%，硬度提升7.4%，实现了晶粒细化、韧性提升、耐磨性保障的协同优化［4］。

　　3高温正火影响机理讨论

　　结合实验结果与金属学理论，高温正火对低合金耐磨钢晶粒细化与冲击韧性的影响机理可概括为溶解、形核、钉扎、调控四步机制。

　　3.1高温溶解

　　当加热温度升至1000~1050℃时，钢中原始粗大的Cr23C6、Mo2C碳化物发生充分溶解，Cr、Mo原子进入奥氏体基体，其溶解动力学公式如式（2）：

　　式中：t为碳化物完全溶解时间，s；Q为溶解活化能（Cr23C6的Q≈280kJ/mol，Mo2C的Q≈320kJ/mol）；R为气体常数（8.314J/（mol·K））；T为绝对温度，K；K为溶解速率常数。

　　由式（2）可知，温度升高T增大会降低溶解时间t，使Cr、Mo元素快速均匀分布于奥氏体中。这些溶质原子会在奥氏体晶界处富集，形成溶质原子气团，通过溶质拖拽力阻碍晶界迁移，为后续晶粒细化奠定基础。

　　3.2均匀形核

　　高温下奥氏体的形核率（N）与长大速率（G）关系，如式（3）：

　　式中：Z为形核率与长大速率的比值，Z越大，晶粒越细。

　　当加热温度1050℃时，高温提供充足的形核能量，使奥氏体形核率N提高，同时，Cr、Mo溶质原子的拖拽作用抑制晶粒长大速率G，导致Z值达到最大值。细晶奥氏体冷却后转变为细晶铁素体和珠光体，细晶组织的屈服强度(σs）与晶粒尺寸（d）满足式（4）：

　　σs=σ0+Kyd-（4）

　　式中：σ0为位错在单晶中运动的屈服强度（NM450钢σ0≈200MPa）；Ky为晶界强化系数，低合金钢Ky≈0.7MPa·m（）。

　　当d从22.5μm常规正火降至8.5μm时，σs从380MPa提升至450MPa，强度提升的同时，细晶组织的晶界面积增大，晶界面积S=6/d、d=8.5μm时S≈0.71μm-1，冲击载荷下晶界可吸收更多能量，提升冲击韧性。

　　3.3第二相钉扎

　　冷却阶段雾冷的冷却速度15~20℃/s可调控第二相的析出行为。

　　3.3.1冷却速度过快（水冷）

　　奥氏体快速转变为马氏体，虽晶粒最细，但马氏体的体心正方结构易产生内应力，且无足够时间析出碳化物，导致韧性下降。

　　3.3.2冷却速度过慢（空冷）

　　奥氏体充分分解，碳化物粗大直径＞1μm，无法有效钉扎晶界，粗大碳化物易成为裂纹源，降低韧性。

　　3.3.3雾冷（15~20℃/s）

　　冷却速度适中，奥氏体分解为铁素体和珠光体的同时，Cr、Mo元素以Cr23C6（直径0.2~0.5μm）、Mo2C（直径0.1~0.3μm）的形式在晶界与晶内析出。这些细小球状第二相具有两个作用：①钉扎晶界，阻止铁素体晶粒长大；②通过弥散强化提高硬度，实验中硬度达320HV，避免因晶粒细化导致耐磨性下降。

　　3.4韧性提升

　　低合金耐磨钢的冲击韧性(αk）主要取决于裂纹萌生功与裂纹扩展功。①裂纹萌生功。细晶组织的晶界数量多，冲击载荷下不易产生应力集中，裂纹萌生所需能量提高［5］。②裂纹扩展功。细小球状第二相（Cr23C6、Mo2C）会阻碍裂纹扩展。当裂纹遇到第二相粒子时，需绕过粒子扩展，导致裂纹扩展路径延长，实验观察裂纹扩展路径长度增加40%~60%，消耗更多能量。SEM观察显示，细晶组织中晶界呈曲折状，裂纹扩展时需多次跨越晶界并改变方向，每次晶界跨越都会消耗额外能量；而细小球状Cr23C6、Mo2C粒子则会使裂纹尖端发生钝化或偏转，部分裂纹因无法突破第二相粒子的钉扎作用而终止扩展，这种晶界阻碍和粒子钉扎的双重效应，进一步强化了冲击韧性的提升效果。两者协同作用下，-40℃冲击功从38J（常规正火）提升至78J，实现韧性的跨越式提升。

　　4结语

　　综上所述，低合金耐磨钢的最优高温正火工艺为1050℃×2h雾冷，该工艺下钢的平均晶粒尺寸细化至8.5μm，-40℃冲击功达78J，硬度320HV，较常规正火900℃×2h空冷，冲击韧性提升105.3%，硬度提升7.4%，综合性能最优。高温正火的核心影响机理为溶解、形核、钉扎、调控：①高温促进Cr、Mo元素充分溶解，形成溶质拖拽。②高形核率与低长大速率实现均匀细晶。③雾冷调控细小球状Cr23C6、Mo2C析出，钉扎晶界并实现弥散强化。细晶组织与细第二相的协同作用，是低合金耐磨钢冲击韧性与硬度平衡提升的关键，该机理可为其他低合金耐磨钢的工艺优化提供参考依据。

参考文献

　　［1］肖结良，孙浩，李飞，等.正火工艺对含Cu大型球墨铸铁行走轮组织和性能的影响［J］.金属热处理，2025，50（2）：256-259.

　　［2］王礼银，左彪，孙万利，等.17CrNiMo6钢温锻行星齿轮混晶缺陷特征及热处理研究［J］.锻压技术，2025，50（4）：229-235.

　　［3］胡辰，于金瑞，张禹，等.正火冷却速率对0.92Mn-1.56Si-1.02Cr贝氏体钢组织与性能的影响［J］.热加工工艺，2025，54（2）：80-84.

　　［4］张学诚，姚海龙，李忠平.冷锻三销轴用钢SCR420H混晶原因探究及工艺优化［J］.特殊钢，2025，46（3）：133-137.

　　［5］倪卫莹.高温轧制对热处理船板钢组织的影响研究［J］.冶金与材料，2025，45（1）：169-171.