一种应用于厚大截面的低碳马氏体铸钢及其热处理方法与流程

本发明涉及钢铁技术领域，尤其涉及一种应用于厚大截面的低碳马氏体铸钢及其热处理方法。

背景技术：

随着国内外工程机械日益朝高速化、大型化、专业化方向发展，具有厚大截面的铸钢构件日益增多。如大型矿山开采、挖掘用斗齿座单体重量可超过1t，最大截面厚度超过300mm，连续使用寿命要求超过15d，可靠性要求极高，使用中不能发生破碎、断裂等。受力分析表明整个斗齿座构件位于工作部位前端，受力力臂长，兼受冲击载荷，强韧性要求极高。一般心部抗拉强度要求大于1000MPa，V型缺口冲击韧性AKv不小于20J，另外根据安装需要还要求一定的焊接性。因此对相应材质的淬透性要求极高，整个厚大截面要尽可能淬透，以保证整体强度，而成分上则要求含碳量尽可能低，保证高韧性和焊接性。这种强度、淬透性与韧性、焊接性的矛盾对材料的设计、制备提出了极高的要求，现有钢铁市场上的铸钢材料难以满足。

钢铁材料的淬透性可由临界淬透直径Di(mm)表示，即在水冷条件下，直径超过Di的构件中心部位不能淬透。材料的Di可由实验测定，根据大量实验研究，科研人员总结出钢铁材料的淬透性与碳含量和合金含量的关系如下：Di＝DiC×2.21(Mn％)×1.40(Si％)×2.13(Cr％)×3.275(Mo％)×1.47(Ni％)，该表达式可以较准确地判断材料的淬透性，其中DiC值与碳含量和晶粒度有关。对铸钢而言，DiC大致分别为10(当C％＝0.1％时)、12(当C％＝0.15％时)、12.5(当C％＝0.2％时)、14(当C％＝0.25％时)或15.5(当C％＝0.3％时)。

目前，市场上抗拉强度超过1000MPa的低碳铸钢很少，如申请号为201210550734.8(申请公布号为CN 103014529 A)的中国发明专利公开了一种铁道货车车钩用低碳马氏体铸钢材料；又如申请号为201510271380.7(申请公布号为CN 104988425 A)的中国发明专利公开了一种超高强度高韧性低碳马氏体铸钢及其制备方法。虽然上述专利均公开了抗拉强度超过1000MPa的低碳铸钢，但是上述专利中的马氏体铸钢的临界淬透直径均较小，无法应用于具有厚大截面的工程构件。

技术实现要素：

本发明所要解决的第一个技术问题是针对现有技术而提供一种抗拉强度强、临界淬透直径大的应用于厚大截面的低碳马氏体铸钢。

本发明所要解决的第二个技术问题是针对现有技术而提供一种上述低碳马氏体铸钢的热处理方法。

本发明解决上述第一个技术问题所采用的技术方案为：一种应用于厚大截面的低碳马氏体铸钢，其特征在于，按质量百分数计，其化学成分组成为：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余量。

钢的淬透性因子DiC随C含量的增加而增加，当C含量超过0.25％后，虽然材料的淬透性、硬度提高，但冲击韧性、可焊接性降低，生产中还易产生淬火裂纹，因此本发明中C含量为0.15％～0.25％。Cr能大幅提高材料的淬透性，但高Cr含量也会导致严重的组织偏析，因此为在不危害力学性能的前提下充分发挥了Cr元素的有益作用，本发明将Cr元素含量控制在1.0％～2.5％。

作为优选，上述Mn和Si的含量满足以下关系式：Mn％≥Si％+0.3％。Mn元素强烈增加淬透性，当Mn含量超过3.0％以后将引起偏析和Mn脆，会影响产品的韧性，因此本申请优选地将Mn含量限制在上述范围中。此外，本发明中将Mn含量限制在上述范围也能有效避免高Si含量引起铁素体生成以及对产品韧性的影响。

作为优选，上述Mo和V的含量满足以下关系式：Mo％≥V％+0.03％，其中Mo 0.18％～0.38％，V 0.15％～0.35％。V起沉淀强化的作用，但V含量过高又会降低钢的韧性，Mo除了强烈提高钢的淬透性、强度、硬度和回火稳定性外还具有破坏晶界和马氏体板条间碳化物膜(包括多余VC在内)的作用，有利于冲击韧性，本发明将Mo和V的含量限定在上述关系式中，能使Mo、V二种元素相互配合充分发挥有益作用，极大提高了钢的机械性能，特别是冲击韧性。

作为优选，所述低碳马氏体铸钢的临界淬透直径为300mm～1000mm。

作为优选，所述低碳马氏体铸钢的拉伸强度超过1400Mpa，硬度超过44HRC，冲击韧性达38J～65J。

本发明解决上述第二个技术问题所采用的技术方案为：一种上述低碳马氏体铸钢的热处理方法，按上述化学成分组成将各原料混料，经常规熔炼、浇注制成初产品，然后对该初产品进行热处理，其特征在于，所述热处理工艺包括以下步骤：

(1)正火：将初产品由室温加热至1000℃～1050℃，然后根据厚度保温1～5h，空冷至室温；

(2)淬火：正火后，将其加热至900℃～950℃，然后根据厚度保温1～5h，水淬至室温；

(3)回火：淬火后，将其再经200℃～250℃回火，然后根据厚度保温2～5h，出炉空冷或水冷得所需的低碳马氏体铸钢成品。

与现有技术相比，本发明的优点在于：本发明通过各种成分的合理组配，通过优化Si、Mn含量，抑制铁素体析出；V是一种强碳化物形成元素，在高温下能析出细小、均布的VC沉淀，这些沉淀除增加基体强度外，还可以作为额外形核点，细化原奥氏体晶粒和其他相变产物，此外，VC沉淀取代部分渗碳体形成，能抑制粗大渗碳体的出现，具有抵抗“氢脆”的作用，本发明通过添加少量、适量匹配的Mo、V元素，极大地提高了钢的机械性能。本发明中的低碳马氏体铸钢的淬透性高，临界淬透直径计算值超过300mm，最高可达1000mm，远高于同类低碳铸钢，并且其拉伸强度超过1400Mpa，硬度超过44HRC，冲击韧性AKv超过38J，最高达到65J。

附图说明

图1为本发明实施例1中制备的低碳马氏体铸钢的端淬实验结果；

图2为本发明实施例1中制备的低碳马氏体铸钢的金相图；

图3为本发明实施例1中制备的低碳马氏体铸钢的扫描电镜图；

图4为本发明实施例2中制备的低碳马氏体铸钢的金相图；

图5为本发明实施例2中制备的低碳马氏体铸钢的扫描电镜图；

图6为本发明中的低碳马氏体铸钢的Mo、V含量与其冲击韧性之间的关系图。

具体实施方式

以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。

本发明中的低碳马氏体铸钢，按质量百分数计，其化学成分组成为：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余量。进一步，优选地，上述Mn和Si的含量满足以下关系式：Mn％≥Si％+0.3％；上述Mo和V的含量满足以下关系式：Mo％≥V％+0.03％，其中Mo 0.18％～0.38％，V 0.15％～0.35％。实施例1～12以及对比例1～3的化学成分组成以及临界淬透直径如表1所述。

按上述化学成分成将各原料混料，经常规工艺熔炼、浇注制成初产品，然后对该初产品进行热处理，该热处理工艺包括以下步骤：

(1)正火：将初产品由室温加热至1000℃～1050℃，然后根据厚度保温1～5h，空冷至室温；

(2)淬火：正火后，将其加热至900℃～950℃，然后根据厚度保温1～5h，水淬至室温；

(3)回火：淬火后，将其再经200℃～250℃回火，然后根据厚度保温2～5h，出炉空冷或水冷得所需的低碳马氏体铸钢成品。

实施例1～12以及对比例1～3的热处理工艺参数以及各试验例制备的产品的机械性能如表2所述。

由表1可见，本发明所制备的低碳马氏体铸钢的淬透性很高，实施例1～12中临界淬透直径计算值均超过300mm，其中实施例8的合金含量最高，临界淬透直径高达1000mm，远高于同类低碳铸钢。

本发明的低碳马氏体铸钢的高淬透性与Si，Mn，Cr含量有关，由图1可见，实施例1中的低碳马氏体铸钢的淬透性很高，在距离喷水淬火表面150mm处，硬度依然达到了39HRC，金相检查显示此处绝大部分依然为马氏体板条(如图2和图3所示)。端淬实验结果显示实施例1的低碳马氏体铸钢临界淬透直径超过300mm，与计算值吻合。此外，从图1中还可以看出，相同碳含量的低碳Cr-Mo钢和低碳Cr-Ni-Mo钢的淬透性远不及本发明中的低碳马氏体铸钢。

由上述表1和表2中可见，除Mn含量不同外，实施例1和实施例2的成分、铸造及热处理工艺相同。图2和图3分别为实施例1的金相组织图和扫描电镜图，由图1和图2可看到组织为板条马氏体。实施例2的Mn含量较低，图4和图5分别为实施例2的金相组织图和扫描电镜图，由图4和图5可看到组织中除含板条马氏体外，还含有一定数量的铁素体(见图4和图5中箭头所指处)，该铁素体对低碳马氏体钢而言为有害相。

实施例1的力学性能为：抗拉强度1439MPa，延伸率5.6％，硬度44HRC，冲击韧性AKv最高达到了65J。然而，实施例2的抗拉强度仅为1224MPa，冲击韧性仅为34J，虽然实施例2尚可应用，但其硬度和延伸率较实施例1大为降低。同理，对比例1、2、3中制备的钢的冲击韧性分别相对于实施例3、4、5中制备的钢大为下降。上述实施例2、对比例1、2、3中制备的钢机械性能的下降与钢中出现铁素体有关，根据前述相变动力学的研究，主要原因是钢中Si含量较高，Mn含量相对较低，Si促进了高温奥氏体向铁素体的转变。进一步研究可达，若钢的成分满足下列要求：Mn％≥Si％+0.3％，则钢的金相组织中不出现铁素体，从而保证其机械性能。

进一步，对含碳量0.3％～0.55％的马氏体钢而言，当抗拉强度大致相同时，Cr-Ni-Mo钢和Cr-Mo钢的冲击韧性整体优于Cr钢和Ni-Cr钢，显示出Mo对合金钢的增韧作用，其主要原因是Mo具有破坏晶界和马氏体板条间碳化物膜的作用。分析表1和表2中的数据可得，实施例1～8中除均添加了V元素外，其化学成分还满足以下条件：Mo％≥0.18％，V％≥0.15％且Mo％≥V％+0.03％。除实施例2外，上述实施例的机械性能特别是冲击韧性都非常高，缺口冲击韧性AKv均大于38J，绝大部分超过50J。这是因为除了有效利用了V的有益作用，实施例1～8中还配合添加了Mo元素，发挥了Mo增加韧性的作用。Mo打碎了在晶界和板条间形成的包括多余VC在内的碳化物膜。实施例9和11中未添加V，不能发挥V的多种有益作用，冲击韧性AKv≤35J。实施例10，12中V元素含量超过Mo元素，即不满足Mo％≥V％+0.03％的原则。Mo含量过低，V的沉淀强化作用过于突出，已形成碳化物膜，最终影响到冲击韧性，实验结果AKv≤33J。

图6为本发明中的低碳马氏体铸钢的Mo、V含量与其冲击韧性之间的关系图，图6中以圆环大小代表冲击韧性的高低。由图6可见，冲击韧性超过38J的铸钢成分均集中在Mo％≥0.18％，V≥0.15％且Mo％≥V％+0.03％的A区，可见合理添加V可以大幅提高冲击韧性。B区的试验点较少，冲击韧性在20～35J之间，不及A区，可见仅添加Mo不加V或V添加量过低对冲击韧性的提高有限。图中A、B区以外区域的冲击韧性实验值均小于38J，显示出仅添加V或Mo含量过少对韧性的提升也有限。图6中的数据表明要使钢材具有优异的冲击韧性，最优的化学成分要满足下列原则：Mo％≥0.18％，V％≥0.15％且Mo％≥V％+0.03％。

以上所述仅为本发明的优选及备选实施例，对本发明而言仅是说明性的，而非限制性的；在本发明权利要求所限定的精神和范围内对其进行的改变、修改、甚至等效变更等，都将落入本发明的保护范围内。

表1 各试验例的化学成分组成和临界淬透直径值

表2 各试验例的热处理工艺和机械性能