高强高韧低合金锰钢的研制

第32卷第2期2010年2月北京科技大学学报Journal of U niversity of Sc i ence and T echno l ogy B eijingVo.l 32No .2Feb .2010高强高韧低合金锰钢的研制赵艳君1,2)许立伟3)阎良萍1)孟庆雪1)任学平1)1)北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083 2)广西大学材料科学与工程学院,南宁5300043)太原钢铁(集团)有限公司,太原030003摘 要 采用多元合金化思路设计了一种新型低合金高强度高韧性锰钢.研究了该钢的静态CCT 曲线、显微组织、断口形貌以及热处理工艺对钢的力学性能的影响.结果表明:该钢中过冷奥氏体的稳定性高,具有高淬透性及高回火稳定性,经890~930e 淬火及200~230e 回火后获得回火板条马氏体组织,使该钢具有高的强韧性(抗拉强度R m \1500M P a ,冲击韧性A kv \85J)匹配;钢中适当提高锰含量,符合我国资源情况,具有较高的性价比.关键词 高强度低合金钢;锰钢;力学性能;热处理分类号 TG 14217Preparation of a high -strength and hi gh -toughness lo w -alloy M n steelZ H AO Yan -jun 1,2),XU L i -w ei 3),YAN L iang-p i ng 1),M E N G Q i ng-xue 1),RE N Xue -p ing 1)1)S c h ool ofM at eri als S ci ence and Eng i neeri ng ,Un i vers i ty of S ci ence and Technol ogy Beijing ,B eiji ng 100083,Ch i na 2)College ofM aterials Science and Engi neering ,Guangx iUn i versit y ,Nann i ng 530004,C h i na 3)T ai yu an Iron and S teel (G roup)Co .Ltd .,Tai yuan 030003,Ch i naAB STRACT A ne w type of h i gh -streng t h and high -toughness low -all oy M n stee l was des i gned by m ult-i ele m ent a lloy i ng.T he static CCT diagra m,m i crostructure ,frac t ure mo rpho l ogy o f the stee,l as w e ll as t he effect o f heat trea t m ent on its m echan ica l properties ,w ere studied .T he results show that the stab ility o f under -coo l ed austenite i n t he stee l is ex ce ll ent ,wh i ch m akes the steel have h i gh hardenability and te m per i ng stab ility .A fter bei ng quenched at 890to 930eand te m pe red a t 200to 230e ,the steel obta i ns te m pe redlath m artensite which m akes t he stee l t he opti m u m co m bi nation of tensile streng t h R m and i m pact toughness A k v (R m \1500M P a ,A k v \85J).A good perfor m ance -price rati o w as deter m i ned by prope rl y i ncreasing t he content o fM n w hich is abundant i n Ch i na .K EY WORDS high -streng t h l ow-a lloy stee ;l M n stee;l m echanical properti es ;hea t treat m ent收稿日期:2009--06--18作者简介:赵艳君(1971)),女,博士研究生;任学平(1957)),男,教授,博士生导师,E-m ai:l rxp33@m ater .u st .cn高强度低合金钢(h i g h streng t h lo w a ll o y ,H SL A )合金含量较低,约为5%左右,可在成本增加很少的情况下获得较高的强度与韧性的合理匹配,因此具有极佳的经济效益.其中,低碳马氏体合金钢淬火后再低温回火,通常依赖马氏体相变和回火析出E --碳化物达到高强度[1--2].该钢种在提高强度的同时,存在着韧性偏低的问题[3--5],20世纪70年代以来,研究者研究了板条马氏体钢微观组织与强度之间的联系[6--9],以期解决这一问题.笔者开发出一种新型硅锰镍系低合金钢(命名为20SM i n3N i A 钢),在对钢的成分进行多元优化设计的基础上,着重研究了该钢的显微组织、力学性能及其与热处理工艺的关系,在实验选择的热处理工艺下,20SM i n3N i A 钢具有抗拉强度R m \1500M Pa 、冲击韧性A kv \85J 的强韧性匹配.国内外高强度合金钢大多含有大量的合金元素N i 、C r 、V 和M o [10--11],该类合金元素在国内价格较高,新的20SM i n3N i A 钢适当增加了在我国资源丰富的M n 、Si 含量,而仅含少量的N ,i 因而新的20SM i n3N i A 钢具有较高的性价比.20SM i n3N i A 钢能够在承受不连续、高速循环往复碰撞运动,服役条件极为苛刻的零配件上应用,有极高的应用潜力.1 20SM i n3N i A 钢的成分及实验方法为保证新型的20SM i n3N i A 钢具有较高的韧性,选用较低的碳含量,使钢的淬火组织主要是板条第2期赵艳君等:高强高韧低合金锰钢的研制马氏体.钢中添加了M n、S i和N i合金元素,均具有较强的提高钢淬透性的能力;N i可改善低温韧性,提高冲击韧性;M n、S i对奥氏体和马氏体可产生一定的固溶强化,Si还能够提高第1类回火脆性温度区间.为细化钢的组织和改善钢的基本性能,还添加了适量的T.i20SM i n3N i A钢的主要化学成分(质量分数,%)为:C0118~0124,M n218~310,Si110~113,N i110~113,T i0102~0108,S[010045,P[01015,其余为Fe.20SM i n3N i A钢采用真空感应炉冶炼浇铸成锭,十字锻造成材,锻后缓冷,锻材经680e保温4h退火,在860e保温30m in正火处理,再经过不同热处理后,加工成<5mm标准短拉伸试样和10mm@10 mm@55mm标准夏比V形缺口冲击试样,测试其力学性能.不同淬火温度的拉伸和冲击试样毛坯分别加热到810,840,870,900和930e保温30m in后油冷,再经200e回火保温120m i n后空冷.不同回火温度的拉伸和冲击试样毛坯经900e固溶40m i n油淬处理后,分别在180,200,230,250,320,400,480, 550,600和650e保温120m i n回火空冷.由日产For m astor--D ig ita l全自动相变记录仪测定临界点和CCT曲线转变温度,用Leica VMHT 30M显微硬度计测量膨胀试样的显微维氏硬度;拉伸实验在MTS810型试验机上进行,试样的标距为25mm,拉伸应变速率为10-2s-1.冲击实验在J B--30B摆锤冲击弯曲试验机上依据GB/T229)1994进行,采用夏比V形缺口试样.从拉伸试样上切取金相试样,经研磨、抛光和4%硝酸--乙醇溶液浸蚀显示金相组织.在Leica DMR型金相显微镜、J E M--2100F型透射电子显微镜(TE M、加速电压为200 kV)上观察组织,在C AM BRI DGE型扫描电镜(SE M)上观察冲击断口形貌.2实验结果及分析211CCT曲线20SM i n3N i A钢在3m i n中内升温至920e奥氏体化后,保温10m i n,然后在0105~20e#s-1以13种冷却速率分别将奥氏体化的试样冷却至室温,得到的CCT曲线如图1所示,其中冷却曲线从左至右冷却速率分别为20,15,8,6,4,2,1,015,014,013, 012,011和0105e#s-1.由于钢中各种元素的综合作用,一方面, 20SM i n3N i A钢的C曲线右移许多,其淬火临界冷却图120S M i n3N i A钢的CCT曲线Fig.1CCT d i agra m of20S M i n3N i A steel速率(V c)很低,约为015e#s-1,说明对一定尺寸的零件,20SM i n3N i A钢在很低的冷却速率下(如空冷)即能获得马氏体或马氏体+贝氏体的混合组织.另一方面,由于锰和镍是强奥氏体形成元素,当先共析铁素体转变时要在A和C相间重新分配而转移到C相,并建立局部平衡;这种情况仅在较高转变温度下发生,而钢中镍在先共析铁素体转变时发生重新分配的温度要更高些,也就是说锰和镍在C相中扩散决定了先共析铁素体的转变,即转变的速度是相当低的,因此在实验时间内并没有出现铁素体转变区域,珠光体转变区也受到极大抑制,并能完全消失,且贝氏体转变区也被显著推迟.212显微组织分析表明,20SM i n3N i A钢经920e加热淬火后得到的组织主要为板条马氏体,如图2所示,其中图2(a)与图2(b)的冷却速率分别为8e#s-1和2e#s-1,随着冷却速率的降低,淬火马氏体的板条要粗一些,分布在马氏体板条之间的残余奥氏体[12]在光学显微镜下无法观察到.图3(a)~(c)分别为900e淬火后200,320和480e回火时的组织.200e回火时的板条马氏体/遗传0了淬火板条马氏体的位向分布,说明20SM i n3N i A钢淬火后在200e回火时,由于合金元素的作用使回火中各种转变的温度区间提高,板条马氏体的分解还没有开始,因此其组织形貌与淬火态相差不大;在320e回火时,由于回火温度增高,其组织隐约可见马氏体的板条结构;而在480e回火时铁素体发生回复、再结晶,马氏体的板条形态消失,再结晶的结果使铁素体长大,并形成狭长的多边形,组织明显得粗大.#197#北京科技大学学报第32卷图220SM i n3N i A钢920e淬火并以不同速率冷却的显微组织.(a)8e#s-1;(b)2e#s-1 Fig.2M i cros tructures of20S M i n3N i A steel qu enched at920e and cooled down at d ifferent cooli ng rates:(a)8e#s-1;(b)2e#s-1图320S M i n3N i A钢在900e淬火、不同温度回火120m i n的显微组织.(a)200e;(b)320e;(c)480eF i g.3M icrostru ctures of20S M i n3N i A steel quen ched at900e and te m pered at d ifferen t te m perat ures for120m i n:(a)200e;(b)320e;(c) 480e213热处理工艺对力学性能的影响21311淬火温度对力学性能的影响由图4可知:在不同温度淬火并200e、120m in 回火后,随淬火温度的升高,抗拉强度和屈服强度均降低,但降幅不大,钢的抗拉强度均在1500M Pa以上.淬火温度对洛氏硬度没有明显的影响趋势,硬度变化不大.延伸率与断面收缩率变化程度都不明显,在840e时最小的延伸率与930e时最大的延伸率仅相差017%,而810e时最小的断面收缩率与900e时最大的断面收缩率仅相差018%.随淬火温度的升高,冲击韧性直线上升,在淬火温度为900e时,冲击韧性达到峰值(85J),比最小冲击韧性高出1211J;在更高温度(930e)淬火时,冲击韧性又降低,但降幅不大.图4淬火温度对20S M i n3N i A钢力学性能的影响.(a)强度和硬度;(b)塑性和冲击韧性F i g.4E ff ect of quen ch i ng te m perat u re on t he m echan ical p roperties of20SM i n3N i A stee:l(a)strengt h and hardn ess;(b)p l asticit y and i m pact toughness在810e和840e淬火并200e、120m i n回火时,由于淬火温度偏低,奥氏体化过程难以充分进行,组织中还有未溶解的碳化物存在,奥氏体中固溶的碳和合金元素含量低,奥氏体组织不均匀,因而淬火马氏体回火后的冲击韧性偏低;其次,随淬火温度的升高,奥氏体晶粒逐渐长大,相变后的马氏体板条束尺寸大,因此强度和韧性下降;再次,因该材料中碳含量少,且M n为弱碳化物形成元素,Si、N i皆为非碳化物形成元素,故整体硬度不高,在淬火温度范围内的平均硬度为HRC4215.# 198 #第2期赵艳君等:高强高韧低合金锰钢的研制21312 回火温度对力学性能的影响经900e 加热淬火后在不同温度下回火120m i n ,20S M i n3N i A 钢的力学性能随回火温度的升高所发生的变化如图5所示.由图5(a)可见,回火时硬度变化的趋势为:硬度先基本持平,然后略有升高,随后随着回火温度的升高,钢的硬度不断下降,特别是回火温度在400e 以上时,由于E--碳化物转变为渗碳体,共格关系破坏以及渗碳体的聚集长大而使钢的硬度呈直线下降.由图5(a)还可发现:钢的抗拉强度随回火温度的升高而逐渐升高,在230e 时达到一个最大值,然后随着温度的升高而缓慢降低,当大于320e 时随回火温度升高而大幅度下降;屈服强度的总体变化趋势也是先升高再降低,但变化幅度较小.从图5(b)可以看出:在低温回火温度范围内,冲击韧性先升高后降低,在230e 时冲击韧性达到峰值,为9016J ,在250~320e 韧性急速下降,下降了5714J ,在320e 时冲击韧性只有23J ,表明发生了低温回火脆性.钢在320~600e 回火时,冲击韧性很低,产生了高温回火脆性.当回火温度继续上升至650e 时,冲击韧性大幅度上升,韧性值为75J ,断裂方式又开始转变为韧性断裂.钢的延伸率和断面收缩率随回火温度变化的幅度都不大.图5 回火温度对20S M i n3N i A 钢力学性能的影响.(a)强度和硬度;(b)塑性和冲击韧性F i g.5 E ff ect of te mperi ng te mp erature on t h em echan ical p roperties of 20S M i n3N i A stee:l (a)strength and hardness ;(b )plas tici ty and i m pact toughness图6 20SM i n3N i A 钢230e 回火120m i n 的TEM 组织.(a)板条马氏体及析出的E --碳化物;(b)马氏体板条间的残余奥氏体F i g.6 TEM m icrostru ctures of 20S M i n3N i A steel after t e m peri ng at 230e f or 120m i n:(a)l at h m arten site and preci p itated E -carb i de ;(b )m ar -tens i te i n t er -l ath retai ned au st en ite经900e 淬火、保温40m in 油冷处理后,在180~230e 间回火并保温120m i n ,20SM i n3N i A 钢具有高位错密度的板条马氏体组织,所获得的最好力学性能为抗拉强度1595M Pa ,延伸率14155%,V 形缺口冲击韧性8817J ,具有较高的强韧性匹配.图6为230e 回火120m in 的板条马氏体形貌.由图6(b)可知,在230e 回火时,马氏体板条内仍然还有位错,且板条间的残余奥氏体也没有完全分解,因此20SM i n3N i A 钢在230e 回火时通过马氏体相变和回火过程中马氏体板条内析出的E --碳化物及板条间的残余奥氏体共同达到所需的强韧性配合.由于20SM i n3N i A 钢中含有Si 、M n 合金元素,低温回火脆化温度提高到300~320e ,此外,由于含有N i 和较高的M n ,该钢的高温回火脆性也比较显著.20SM i n3N i A 钢中含有的N i 、M n 等合金元素不但促进杂质元素向晶界偏聚,而且本身也向晶界#199#偏聚,进一步降低了晶界强度,因而使高温回火脆性比较显著[13].21313 回火温度对冲击断口形貌的影响20SM i n3N i A 钢经不同温度回火后的冲击试样断口形貌如图7所示.从图中可以看出:低温回火时为典型的韧窝状断口(图7(a)、(b)),180e 与230e 回火态相似,两种断口上均有大小不等的韧窝,多数韧窝较深且尺寸较大,这是断裂过程中伴随有明显塑性变形的结果,说明低温回火时钢的抗冲击性能属于高韧性范围;而在中温回火和高温回火时则以穿晶断裂的脆性断口为主(图7(c)、(d)),组织照片中也有许多沿晶断裂的脆性断口.冲击断口形貌的改变也反映了随着回火温度的升高,20S M i n3N i A 钢冲击韧性降低,这与前述回火温度对20SM i n3N i A 钢力学性能的影响是一致的.图7 20SM i n3N i A 钢不同回火温度下的断口形貌.(a)180e ;(b )230e ;(c)320e ;(d )600eF ig .7 Fractographs of 20S M i n3N i A steel quen ched at d ifferent te m peratures :(a)180e ;(b )230e ;(c)320e ;(d)600e3 结论(1)开发了一种硅锰镍系低合金钢(20SM i n3N i A 钢).该钢碳含量较低,大约为012%,但加入了M n 、Si 和N i 等总量约为5%的合金元素并热处理后,可获得较高的强韧性(R m \1500M Pa ,A kv \85J)匹配.(2)20SM i n3N i A 钢的热处理工艺为:890~930e 淬火、保温40m i n 后油冷,200~230e 回火、保温120m in 后空冷.获得的力学性能为:抗拉强度1595M Pa ,延伸率14155%,V 形缺口冲击韧性8817J .(3)在20SM i n3N i A 钢中适当提高M n 含量,符合我国资源情况.该钢具有很高的淬透性,淬火时空冷即可获得完全的马氏体组织,低温回火后获得的板条马氏体有良好的强韧性,因此有较高的性价比.参 考 文 献[1] L iY ,W ang C X,T i an Z L ,et a.l Investi gati on on m icrostruct u reand m ec h an i ca l prop erties of l o w all oyed u ltra -h i gh strengt h stee.l Iron S teel ,2008,43(5):75(厉勇,王春旭,田志凌,等.一种低合金超高强度钢组织与性能的研究.钢铁,2008,43(5):75)[2] Yang R L ,LiL J ,L iY C .St udy on a ne w l o w all oy h i gh strengt h a ndh i gh t oughness and w ear resist ance stee.l Iro n S te e l ,1999,34(7):41(杨瑞林,李力军,李玉成.新型低合金高强韧性耐磨钢的研究.钢铁,1999,34(7):41)[3] Krauss G .Defor m ation and fract u re i n m artens i tic carbon steel ste m pered at l ow t e m perat u res .M et a llM a t er T rans B ,2001,32(2):205[4] Saeglitz M ,Krauss G.Defor m ation ,fract ure ,and m echan i calproperti es of l ow-te mp erature -te mp ered m artens it e i n SAE 43xx steel s .M e t 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