一種應用於厚大截面的低碳馬氏體鑄鋼及其熱處理方法與流程

2023-06-09 12:13:03 1

本發明涉及鋼鐵技術領域，尤其涉及一種應用於厚大截面的低碳馬氏體鑄鋼及其熱處理方法。

背景技術：

隨著國內外工程機械日益朝高速化、大型化、專業化方向發展，具有厚大截面的鑄鋼構件日益增多。如大型礦山開採、挖掘用鬥齒座單體重量可超過1t，最大截面厚度超過300mm，連續使用壽命要求超過15d，可靠性要求極高，使用中不能發生破碎、斷裂等。受力分析表明整個鬥齒座構件位於工作部位前端，受力力臂長，兼受衝擊載荷，強韌性要求極高。一般心部抗拉強度要求大於1000MPa，V型缺口衝擊韌性AKv不小於20J，另外根據安裝需要還要求一定的焊接性。因此對相應材質的淬透性要求極高，整個厚大截面要儘可能淬透，以保證整體強度，而成分上則要求含碳量儘可能低，保證高韌性和焊接性。這種強度、淬透性與韌性、焊接性的矛盾對材料的設計、製備提出了極高的要求，現有鋼鐵市場上的鑄鋼材料難以滿足。

鋼鐵材料的淬透性可由臨界淬透直徑Di(mm)表示，即在水冷條件下，直徑超過Di的構件中心部位不能淬透。材料的Di可由實驗測定，根據大量實驗研究，科研人員總結出鋼鐵材料的淬透性與碳含量和合金含量的關係如下：Di＝DiC×2.21(Mn％)×1.40(Si％)×2.13(Cr％)×3.275(Mo％)×1.47(Ni％)，該表達式可以較準確地判斷材料的淬透性，其中DiC值與碳含量和晶粒度有關。對鑄鋼而言，DiC大致分別為10(當C％＝0.1％時)、12(當C％＝0.15％時)、12.5(當C％＝0.2％時)、14(當C％＝0.25％時)或15.5(當C％＝0.3％時)。

目前，市場上抗拉強度超過1000MPa的低碳鑄鋼很少，如申請號為201210550734.8(申請公布號為CN 103014529 A)的中國發明專利公開了一種鐵道貨車車鉤用低碳馬氏體鑄鋼材料；又如申請號為201510271380.7(申請公布號為CN 104988425 A)的中國發明專利公開了一種超高強度高韌性低碳馬氏體鑄鋼及其製備方法。雖然上述專利均公開了抗拉強度超過1000MPa的低碳鑄鋼，但是上述專利中的馬氏體鑄鋼的臨界淬透直徑均較小，無法應用於具有厚大截面的工程構件。

技術實現要素：

本發明所要解決的第一個技術問題是針對現有技術而提供一種抗拉強度強、臨界淬透直徑大的應用於厚大截面的低碳馬氏體鑄鋼。

本發明所要解決的第二個技術問題是針對現有技術而提供一種上述低碳馬氏體鑄鋼的熱處理方法。

本發明解決上述第一個技術問題所採用的技術方案為：一種應用於厚大截面的低碳馬氏體鑄鋼，其特徵在於，按質量百分數計，其化學成分組成為：C 0.15％～0.25％，Si 1.2％～2.5％，Mn 1.5％～3.5％，Cr 1.0％～2.5％，Mo 0.1％～0.5％，V 0.01％～0.5％，P ≤0.03％，S≤0.03％，Fe餘量。

鋼的淬透性因子DiC隨C含量的增加而增加，當C含量超過0.25％後，雖然材料的淬透性、硬度提高，但衝擊韌性、可焊接性降低，生產中還易產生淬火裂紋，因此本發明中C含量為0.15％～0.25％。Cr能大幅提高材料的淬透性，但高Cr含量也會導致嚴重的組織偏析，因此為在不危害力學性能的前提下充分發揮了Cr元素的有益作用，本發明將Cr元素含量控制在1.0％～2.5％。

作為優選，上述Mn和Si的含量滿足以下關係式：Mn％≥Si％+0.3％。Mn元素強烈增加淬透性，當Mn含量超過3.0％以後將引起偏析和Mn脆，會影響產品的韌性，因此本申請優選地將Mn含量限制在上述範圍中。此外，本發明中將Mn含量限制在上述範圍也能有效避免高Si含量引起鐵素體生成以及對產品韌性的影響。

作為優選，上述Mo和V的含量滿足以下關係式：Mo％≥V％+0.03％，其中Mo 0.18％～0.38％，V 0.15％～0.35％。V起沉澱強化的作用，但V含量過高又會降低鋼的韌性，Mo除了強烈提高鋼的淬透性、強度、硬度和回火穩定性外還具有破壞晶界和馬氏體板條間碳化物膜(包括多餘VC在內)的作用，有利於衝擊韌性，本發明將Mo和V的含量限定在上述關係式中，能使Mo、V二種元素相互配合充分發揮有益作用，極大提高了鋼的機械性能，特別是衝擊韌性。

作為優選，所述低碳馬氏體鑄鋼的臨界淬透直徑為300mm～1000mm。

作為優選，所述低碳馬氏體鑄鋼的拉伸強度超過1400Mpa，硬度超過44HRC，衝擊韌性達38J～65J。

本發明解決上述第二個技術問題所採用的技術方案為：一種上述低碳馬氏體鑄鋼的熱處理方法，按上述化學成分組成將各原料混料，經常規熔煉、澆注製成初產品，然後對該初產品進行熱處理，其特徵在於，所述熱處理工藝包括以下步驟：

(1)正火：將初產品由室溫加熱至1000℃～1050℃，然後根據厚度保溫1～5h，空冷至室溫；

(2)淬火：正火後，將其加熱至900℃～950℃，然後根據厚度保溫1～5h，水淬至室溫；

(3)回火：淬火後，將其再經200℃～250℃回火，然後根據厚度保溫2～5h，出爐空冷或水冷得所需的低碳馬氏體鑄鋼成品。

與現有技術相比，本發明的優點在於：本發明通過各種成分的合理組配，通過優化Si、Mn含量，抑制鐵素體析出；V是一種強碳化物形成元素，在高溫下能析出細小、均布的VC沉澱，這些沉澱除增加基體強度外，還可以作為額外形核點，細化原奧氏體晶粒和其他相變產物，此外，VC沉澱取代部分滲碳體形成，能抑制粗大滲碳體的出現，具有抵抗「氫脆」的作用，本發明通過添加少量、適量匹配的Mo、V元素，極大地提高了鋼的機械性能。本發明中的低碳馬氏體鑄鋼的淬透性高，臨界淬透直徑計算值超過300mm，最高可達1000mm，遠高於同類低碳鑄鋼，並且其拉伸強度超過1400Mpa，硬度超過44HRC，衝擊韌性AKv超過38J，最高達到65J。

附圖說明

圖1為本發明實施例1中製備的低碳馬氏體鑄鋼的端淬實驗結果；

圖2為本發明實施例1中製備的低碳馬氏體鑄鋼的金相圖；

圖3為本發明實施例1中製備的低碳馬氏體鑄鋼的掃描電鏡圖；

圖4為本發明實施例2中製備的低碳馬氏體鑄鋼的金相圖；

圖5為本發明實施例2中製備的低碳馬氏體鑄鋼的掃描電鏡圖；

圖6為本發明中的低碳馬氏體鑄鋼的Mo、V含量與其衝擊韌性之間的關係圖。

具體實施方式

以下結合附圖實施例對本發明作進一步詳細描述。

本發明中的低碳馬氏體鑄鋼，按質量百分數計，其化學成分組成為：C 0.15％～0.25％，Si 1.2％～2.5％，Mn 1.5％～3.5％，Cr 1.0％～2.5％，Mo 0.1％～0.5％，V 0.01％～0.5％，P≤0.03％，S≤0.03％，Fe餘量。進一步，優選地，上述Mn和Si的含量滿足以下關係式：Mn％≥Si％+0.3％；上述Mo和V的含量滿足以下關係式：Mo％≥V％+0.03％，其中Mo 0.18％～0.38％，V 0.15％～0.35％。實施例1～12以及對比例1～3的化學成分組成以及臨界淬透直徑如表1所述。

按上述化學成分成將各原料混料，經常規工藝熔煉、澆注製成初產品，然後對該初產品進行熱處理，該熱處理工藝包括以下步驟：

(1)正火：將初產品由室溫加熱至1000℃～1050℃，然後根據厚度保溫1～5h，空冷至室溫；

(2)淬火：正火後，將其加熱至900℃～950℃，然後根據厚度保溫1～5h，水淬至室溫；

(3)回火：淬火後，將其再經200℃～250℃回火，然後根據厚度保溫2～5h，出爐空冷或水冷得所需的低碳馬氏體鑄鋼成品。

實施例1～12以及對比例1～3的熱處理工藝參數以及各試驗例製備的產品的機械性能如表2所述。

由表1可見，本發明所製備的低碳馬氏體鑄鋼的淬透性很高，實施例1～12中臨界淬透直徑計算值均超過300mm，其中實施例8的合金含量最高，臨界淬透直徑高達1000mm，遠高於同類低碳鑄鋼。

本發明的低碳馬氏體鑄鋼的高淬透性與Si，Mn，Cr含量有關，由圖1可見，實施例1中的低碳馬氏體鑄鋼的淬透性很高，在距離噴水淬火表面150mm處，硬度依然達到了39HRC，金相檢查顯示此處絕大部分依然為馬氏體板條(如圖2和圖3所示)。端淬實驗結果顯示實施例1的低碳馬氏體鑄鋼臨界淬透直徑超過300mm，與計算值吻合。此外，從圖1中還可以看出，相同碳含量的低碳Cr-Mo鋼和低碳Cr-Ni-Mo鋼的淬透性遠不及本發明中的低碳馬氏體鑄鋼。

由上述表1和表2中可見，除Mn含量不同外，實施例1和實施例2的成分、鑄造及熱處理工藝相同。圖2和圖3分別為實施例1的金相組織圖和掃描電鏡圖，由圖1和圖2可看到組織為板條馬氏體。實施例2的Mn含量較低，圖4和圖5分別為實施例2的金相組織圖和掃描電鏡圖，由圖4和圖5可看到組織中除含板條馬氏體外，還含有一定數量的鐵素體(見圖4和圖5中箭頭所指處)，該鐵素體對低碳馬氏體鋼而言為有害相。

實施例1的力學性能為：抗拉強度1439MPa，延伸率5.6％，硬度44HRC，衝擊韌性AKv最高達到了65J。然而，實施例2的抗拉強度僅為1224MPa，衝擊韌性僅為34J，雖然實施例2尚可應用，但其硬度和延伸率較實施例1大為降低。同理，對比例1、2、3中製備的鋼的衝擊韌性分別相對於實施例3、4、5中製備的鋼大為下降。上述實施例2、對比例1、2、3中製備的鋼機械性能的下降與鋼中出現鐵素體有關，根據前述相變動力學的研究，主要原因是鋼中Si含量較高，Mn含量相對較低，Si促進了高溫奧氏體向鐵素體的轉變。進一步研究可達，若鋼的成分滿足下列要求：Mn％≥Si％+0.3％，則鋼的金相組織中不出現鐵素體，從而保證其機械性能。

進一步，對含碳量0.3％～0.55％的馬氏體鋼而言，當抗拉強度大致相同時，Cr-Ni-Mo鋼和Cr-Mo鋼的衝擊韌性整體優於Cr鋼和Ni-Cr鋼，顯示出Mo對合金鋼的增韌作用，其主要原因是Mo具有破壞晶界和馬氏體板條間碳化物膜的作用。分析表1和表2中的數據可得，實施例1～8中除均添加了V元素外，其化學成分還滿足以下條件：Mo％≥0.18％，V％≥0.15％且Mo％≥V％+0.03％。除實施例2外，上述實施例的機械性能特別是衝擊韌性都非常高，缺口衝擊韌性AKv均大於38J，絕大部分超過50J。這是因為除了有效利用了V的有益作用，實施例1～8中還配合添加了Mo元素，發揮了Mo增加韌性的作用。Mo打碎了在晶界和板條間形成的包括多餘VC在內的碳化物膜。實施例9和11中未添加V，不能發揮V的多種有益作用，衝擊韌性AKv≤35J。實施例10，12中V元素含量超過Mo元素，即不滿足Mo％≥V％+0.03％的原則。Mo含量過低，V的沉澱強化作用過於突出，已形成碳化物膜，最終影響到衝擊韌性，實驗結果AKv≤33J。

圖6為本發明中的低碳馬氏體鑄鋼的Mo、V含量與其衝擊韌性之間的關係圖，圖6中以圓環大小代表衝擊韌性的高低。由圖6可見，衝擊韌性超過38J的鑄鋼成分均集中在Mo％≥0.18％，V≥0.15％且Mo％≥V％+0.03％的A區，可見合理添加V可以大幅提高衝擊韌性。B區的試驗點較少，衝擊韌性在20～35J之間，不及A區，可見僅添加Mo不加V或V添加量過低對衝擊韌性的提高有限。圖中A、B區以外區域的衝擊韌性實驗值均小於38J，顯示出僅添加V或Mo含量過少對韌性的提升也有限。圖6中的數據表明要使鋼材具有優異的衝擊韌性，最優的化學成分要滿足下列原則：Mo％≥0.18％，V％≥0.15％且Mo％≥V％+0.03％。

以上所述僅為本發明的優選及備選實施例，對本發明而言僅是說明性的，而非限制性的；在本發明權利要求所限定的精神和範圍內對其進行的改變、修改、甚至等效變更等，都將落入本發明的保護範圍內。

表1 各試驗例的化學成分組成和臨界淬透直徑值

表2 各試驗例的熱處理工藝和機械性能