改善中碳Cr-Mn-Si鋼淬透性的合金化研究

張顯武，丁雅莉，楊卓越，高 齊，王勝民

(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，云南 昆明 650093；2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院，北京 100081)

合金元素對低合金結(jié)構(gòu)鋼淬透性的影響是多年來重點關(guān)注的研究領(lǐng)域，目前已有研究建立了Mn、Cr、Ni和Mo等合金元素與理想臨界直徑DI(軸線中心獲得50%馬氏體)之間的定量關(guān)系[1-3]，在0.1～0.7C、0.50～1.65Mn、0.15～0.60Si、≤1.35Cr、≤1.50Ni和≤0.55Mo(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)的范圍內(nèi)根據(jù)鋼的化學(xué)成分計算和評估的理想臨界直徑相對準(zhǔn)確，計算和評估方法已納入SAE J406—2009《鋼的淬透性測定方法》[4]等標(biāo)準(zhǔn)。然而，用上述特定范圍內(nèi)回歸分析的定量關(guān)系計算一些合金體系的理想臨界直徑DI不夠準(zhǔn)確，尤其是多元合金體系改善淬透性涉及到合金元素的復(fù)合作用[5-6]，因此試驗研究合金化改善淬透性仍是目前的重要方法。本文在30CrMnSi和35CrMnSi低合金結(jié)構(gòu)鋼的基礎(chǔ)上，用傳統(tǒng)的末端淬火方法研究了分別添加Mo、Mo+B和Mo+Ni對淬透性的影響，為提高Cr-Mn-Si系列鋼種淬透性提供優(yōu)選的合金化方向。

1 試驗材料與方法

試驗鋼的碳含量符合30CrMnSi鋼的規(guī)范，Cr、Mn和Si符合35CrMnSi鋼的規(guī)范[7-8]，在此基礎(chǔ)上分別添加少量(或微量)Mo、Mo+B和Mo+Ni，分別形成Cr-Mn-Si-Mo、Cr-Mn-Si-Mo-B和Cr-Mn-Si-Mo-Ni 3個合金體系，經(jīng)實驗室真空感應(yīng)爐冶煉成25 kg鋼錠，最終的化學(xué)成分及殘Al和有害元素S、P、O、N含量見表1。鋼錠經(jīng)1200 ℃保溫后鍛造成截面40 mm×40 mm的方棒，從方棒上切取100 mm長的坯料，經(jīng)920 ℃×1 h正火后按GB/T 225—2006《鋼 淬透性的末端淬火試驗方法(Jominy試驗)》加工出φ25 mm×100 mm末端淬火試樣，經(jīng)900 ℃×30 min加熱后進(jìn)行末端噴水冷卻10 min以上，隨后在端淬試樣上磨出平行平面，從水冷端開始至95 mm的長度上測試洛氏硬度，兩個平行平面等同位置的硬度平均值繪制成端淬曲線。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 端淬試樣的硬度分布

圖1為按照GB/T 225—2006的方法測定的末端淬火硬度分布(端淬曲線)?？梢钥闯?，4種試驗鋼相近的碳含量使其靠近淬火端的硬度相近，但添加Mo、B和Ni顯著影響硬度的分布，Cr-Mn-Si、Cr-Mn-Si-Mo、Cr-Mn-Si-Mo-B和Cr-Mn-Si-Mo-Ni鋼的硬度分別在距淬火端11、13、15和15 mm的位置開始快速下降，分別在距淬火端20、25、30和35 mm的位置下降至45 HRC，這可歸因為Mo和B強(qiáng)烈改善淬透性。顯然，Cr-Mn-Si-Mo-Ni鋼的淬透性最佳，其淬透性優(yōu)于Cr-Mn-Si-Mo-B鋼，即Cr-Mn-Si-Mo基礎(chǔ)上添加0.27%Ni時改善淬透性的效果優(yōu)于添加B。雖然B改善淬透性最有效，但隨碳和合金元素含量的增加，B改善淬透性的有效性快速下降[1-4]；相反，盡管Ni單獨改善淬透性的作用很弱[1-4]，但Mo、Ni復(fù)合添加的鋼淬透性更具優(yōu)勢，這可歸因為Ni和Mo的復(fù)合作用強(qiáng)烈改善淬透性[5-6]。

圖1 試驗鋼端淬試樣硬度分布Fig.1 Hardness distributions of end quenched specimens of the tested steels

由圖1可見，4種試驗鋼從淬火端開始的一定長度范圍內(nèi)維持高硬度，然后快速下降，在50～60 mm范圍內(nèi)開始穩(wěn)定在空冷端的水平，Cr-Mn-Si、Cr-Mn-Si-Mo、Cr-Mn-Si-Mo-B、Cr-Mn-Si-Mo-Ni鋼分別降至36.7、38.5、38.9和40.0 HRC附近?？梢钥闯?，分別添加Mo、Mo+B和Mo+Ni使空冷端的硬度依次上升，與改善淬火端淬透性的結(jié)果一致。根據(jù)SAE J406—2009，按Cr-Mn-Si鋼基準(zhǔn)化學(xué)成分計算的理想臨界直徑(50%馬氏體，35 HRC)DI≈108.6 mm，但Cr-Mn-Si鋼端淬試樣的長度僅100 mm，其空冷端的硬度高于35 HRC，因此無法從端淬曲線獲得對應(yīng)的理想臨界直徑DI，添加Mo、Mo+B和Mo+Ni后端淬試樣的空冷端硬度更高，更無法從端淬曲線獲得對應(yīng)的理想臨界直徑DI，這可歸因為端面噴水和空氣介質(zhì)聯(lián)合冷卻使相變產(chǎn)物復(fù)雜化。

2.2 端淬試樣微觀組織與淬透性的相關(guān)性

根據(jù)端淬曲線，選取4種試驗鋼空冷端(硬度降至穩(wěn)定水平位置)、水冷端(硬度開始快速下降位置)和硬度降至45 HRC位置進(jìn)行顯微組織分析，如圖2所示?？梢钥闯觯诳绽涠?距水冷端60 mm處)，Cr-Mn-Si 鋼形成少量先共析鐵素體后再形成粒狀貝氏體(見圖2(a))，而添加Mo、Mo+B和Mo+Ni的鋼空冷端未觀察到先共析鐵素體，主要組織為粒狀貝氏體(見圖2(b))，即添加Mo、B和Ni抑制先共析鐵素體形成。在水冷端，Cr-Mn-Si鋼端淬試樣在距水冷端10 mm 以內(nèi)為馬氏體組織(見圖2(c))，而分別添加Mo、Mo+B和Mo+Ni時可在距水冷端更大的距離內(nèi)獲得馬氏體組織(見圖2(d))，因此硬度開始下降的位置距水冷端更遠(yuǎn)。在硬度快速下降區(qū)域，4種試驗鋼的組織均為馬氏體與粒狀貝氏體復(fù)合組織，更多的馬氏體分布在富含合金元素的偏析帶上(見圖2(e，f))。然而，添加Mo、Mo+B、Mo+Ni時，距水冷端距離相同位置的馬氏體比例依次增大，而在硬度水平相同(45 HRC) 位置處具有幾乎相同的馬氏體+粒狀貝氏體組織，對應(yīng)的距水冷端距離依次增加，因此添加Mo、Mo+B、Mo+Ni抑制粒狀貝氏體相變，增大馬氏體的形成能力，改善淬透性。

圖2 試驗鋼端淬試樣空冷端(a, b)、水冷端(c, d)和硬度為45 HRC位置(e, f)的顯微組織(a)Cr-Mn-Si鋼，距水冷端60 mm；(b)Cr-Mn-Si-Mo-B鋼，距水冷端60 mm；(c)Cr-Mn-Si鋼，距水冷端10 mm；(d)Cr-Mn-Si-Mo-Ni鋼，距水冷端15 mm；(e)Cr-Mn-Si鋼，距水冷端20 mm；(f)Cr-Mn-Si-Mo-Ni鋼，距水冷端35 mmFig.2 Microstructure of the tested steels at air-cooled end(a, b), water-cooled end(c, d) and position with hardness of 45 HRC(e, f)(a) Cr-Mn-Si steel，60 mm away from the water-cooled end； (b) Cr-Mn-Si-Mo-B steel，60 mm away from the water-cooled end；(c) Cr-Mn-Si steel，10 mm away from the water-cooled end； (d) Cr-Mn-Si-Mo-Ni steel，15 mm away from the water-cooled end；(e) Cr-Mn-Si steel，20 mm away from the water-cooled end； (f) Cr-Mn-Si-Mo-Ni steel，35 mm away from the water-cooled end

綜上所述，Cr-Mn-Si鋼中添加Mo+B或Mo+Ni時淬透性的改善更顯著。然而，添加微量B對改善淬透性的影響關(guān)系極其復(fù)雜，即鍛后退火形成Fe23(C,B)6，以及冶煉殘留的Al與N影響B(tài)N的形成，均使改善淬透性的有效B含量存在不確定性[9-11]。另一方面，Cr-Mn-Si 鋼添加Mo+Ni改善淬透性的效果優(yōu)于添加Mo+B，而且冶煉殘留的Al和N等不影響添加Mo+Ni改善淬透性的效果，因此添加Mo+Ni成為改善Cr-Mn-Si 系列鋼淬透性的優(yōu)選合金化方向。

3 結(jié)論

1) 中碳Cr-Mn-Si鋼粒狀貝氏體相變傾向較大，從試驗所得端淬曲線上無法獲得符合SAE J406—2009《鋼的淬透性測定方法》中的理想臨界直徑(DI)等定量淬透性信息，但仍然可以用末端淬火法對比研究添加Mo、B和Ni抑制粒狀貝氏體相變，改善淬透性的效果。

2) 端淬曲線硬度與微觀組織的對應(yīng)關(guān)系表明，分別添加Mo、Mo+B和Mo+Ni時粒狀貝氏體相變傾向依次降低，馬氏體形成能力增大，從而改善淬透性。

3) Mo+Ni復(fù)合添加改善淬透性的作用比添加Mo+B更具優(yōu)勢，是改善Cr-Mn-Si鋼淬透性的優(yōu)選合金化方向。