锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响

工程科学学报，第38卷，第1期：64-70,2016年1月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.1:64-70,January 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.01.009:http://journals..ustb.edu.cn 锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 丛菁华，唐获，武会宾四，潘学福，车英建 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:wuhb@usth.edu.cn 摘要通过D8O5A热分析仪、扫描电子显微镜、电子背散射衍射、透射电子显微镜、力学分析等方法研究M对中锰耐磨 钢组织形态、相变及力学性能的影响.随着M的质量分数以2%的增量从3%提高到9%，室温奥氏体含量逐渐增多，抗拉强 度及硬度逐渐降低，抗拉强度和室温奥氏体体积分数都在5%到7%时变化明显，马氏体与奥氏体的位向关系发生改变，马氏 体形态类型逐渐由亚结构以位错为主的板条状α马氏体变化为亚结构以位错、相变内孪晶和层错为主的束状细片α《马氏体 和细片状E马氏体. 关键词耐磨钢：锰：形态：相变：力学性能 分类号TG142.72 Effects of Mn on the microstructure morphology and phase transformation of medium manganese wear resistant steel CONG Jing-hua,TANG Di,WU Hui-bin,PAN Xuefu,CHE Ying jian Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:wuhb@ustb.edu.cn ABSTRACT The effects of Mn on the microstructure morphology,phase transformation and mechanical properties of medium manga- nese wear resistant steel were investigated by DI1805A thermal analyzer,scanning electron microscopy,electron back-scattered dif- fraction,transmission electron microscopy and mechanical testing.When the mass fraction of Mn increases from 3%to 9%by a 2% increment,the volume fraction of austenite at room temperature gradually increases.The tensile strength and hardness decrease espe- cially at the mass fraction of Mn from 5%to 7%.The orientation relationship between martensite and austenite varies.The morpholo- gy and type of martensite change from lath a martensite whose substructure is mainly dislocations to bunchy laminar a martensite and laminar g martensite whose substructure is mainly dislocations,twins through phase transition and stacking faults. KEY WORDS wear resistant steel;manganese:morphology:phase transformation;mechanical properties 高锰耐磨钢于l882年由英国治金学家Hadfield 较高，磨粒磨损性能好，但大载荷的磨损环境耐磨性较 发明，其基本成分为（质量分数）：11%~14%Mn, 差，因此研发中低碳具有良好韧性的适合大部分载荷 1.0%~1.4%C.由于加工硬化性能，广泛应用于大 磨损环境的中锰耐磨钢有其必要性.C-Fe-Cr一Mn高 的冲击功工况下，由于未施加力前，常温组织为奥氏 合金钢在冷变形或一定冷速的相变中，易以层错为形 体，因此在中低载荷的磨损环境下，加工硬化不明显， 核点生成ε马氏体组织，同时随着合金元素的升高尤 耐磨性较马氏体耐磨钢差，且焊接性能差，限制了其应其是C含量的升高，相变形成的《马氏体形态不同， 用范围.通常的低合金马氏体耐磨钢由于自身成 相应的内部亚结构也有差异田.本文通过对实验中锰 分和工艺的复杂昂贵，且韧性普遍较低，虽然强度硬度 耐磨钢中Mn元素含量的调整，以一定控轧控冷的形 收稿日期：2014-10-03 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2012AA03A508):中央高校基本科研业务费(FRF-UM-15O01)

工程科学学报，第 38 卷，第 1 期: 64--70，2016 年 1 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 1: 64--70，January 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 01． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 丛菁华，唐 荻，武会宾，潘学福，车英建 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083  通信作者，E-mail: wuhb@ ustb． edu． cn 摘 要 通过 DIL805A 热分析仪、扫描电子显微镜、电子背散射衍射、透射电子显微镜、力学分析等方法研究 Mn 对中锰耐磨 钢组织形态、相变及力学性能的影响． 随着 Mn 的质量分数以 2% 的增量从 3% 提高到 9% ，室温奥氏体含量逐渐增多，抗拉强 度及硬度逐渐降低，抗拉强度和室温奥氏体体积分数都在 5% 到 7% 时变化明显，马氏体与奥氏体的位向关系发生改变，马氏 体形态类型逐渐由亚结构以位错为主的板条状 α 马氏体变化为亚结构以位错、相变内孪晶和层错为主的束状细片 α 马氏体 和细片状 ε 马氏体． 关键词 耐磨钢; 锰; 形态; 相变; 力学性能 分类号 TG142. 72 Effects of Mn on the microstructure morphology and phase transformation of medium manganese wear resistant steel CONG Jing-hua，TANG Di，WU Hui-bin ，PAN Xue-fu，CHE Ying-jian Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: wuhb@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The effects of Mn on the microstructure morphology，phase transformation and mechanical properties of medium manga￾nese wear resistant steel were investigated by DIL805A thermal analyzer，scanning electron microscopy，electron back-scattered dif￾fraction，transmission electron microscopy and mechanical testing． When the mass fraction of Mn increases from 3% to 9% by a 2% increment，the volume fraction of austenite at room temperature gradually increases． The tensile strength and hardness decrease espe￾cially at the mass fraction of Mn from 5% to 7% ． The orientation relationship between martensite and austenite varies． The morpholo￾gy and type of martensite change from lath α martensite whose substructure is mainly dislocations to bunchy laminar α martensite and laminar ε martensite whose substructure is mainly dislocations，twins through phase transition and stacking faults． KEY WOＲDS wear resistant steel; manganese; morphology; phase transformation; mechanical properties 收稿日期: 2014--10--03 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( 2012AA03A508) ; 中央高校基本科研业务费( FＲF--UM--15--001) 高锰耐磨钢于 1882 年由英国冶金学家 Hadfield 发明，其 基 本 成 分 为 ( 质 量 分 数) : 11% ～ 14% Mn， 1. 0% ～ 1. 4% C． 由于加工硬化性能，广泛应用于大 的冲击功工况下，由于未施加力前，常温组织为奥氏 体，因此在中低载荷的磨损环境下，加工硬化不明显， 耐磨性较马氏体耐磨钢差，且焊接性能差，限制了其应 用范围［1--2］． 通常的低合金马氏体耐磨钢由于自身成 分和工艺的复杂昂贵，且韧性普遍较低，虽然强度硬度 较高，磨粒磨损性能好，但大载荷的磨损环境耐磨性较 差，因此研发中低碳具有良好韧性的适合大部分载荷 磨损环境的中锰耐磨钢有其必要性． C--Fe--Cr--Mn 高 合金钢在冷变形或一定冷速的相变中，易以层错为形 核点生成 ε 马氏体组织，同时随着合金元素的升高尤 其是 C 含量的升高，相变形成的 α 马氏体形态不同， 相应的内部亚结构也有差异［3］． 本文通过对实验中锰 耐磨钢中 Mn 元素含量的调整，以一定控轧控冷的形

从菁华等：锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 ·65* 式进行轧制，探究轧态下Mn含量对于常温组织形态 制之后产品应用市场更加广泛，因此采用锻轧方式 及相变类型的影响 对实验锰钢进行加工处理.将上述坯料加热到1200 1实验材料与方法 ℃，保温2h,采用两阶段控制轧制.粗轧阶段开轧温 度为1100℃左右，为充分细化奥氏体晶粒，每道次形 设计锰质量分数分别为3%、5%、7%和9%的中、 变量为20%~30%：粗轧后待温到950℃进行精轧， 高锰钢，实验钢采用25kg真空感应炉治炼，实际检测 精轧前两个道次形变大于20%，目的是在奥氏体晶 成分见表1.后文统一用No.1~No.4表示.在1200 粒内部形成高密度的变形带，在后续相变过程中提 ℃下锻成截面为80mm×80mm的正方形坯料.从坯 供更多的形核点，精轧最后一道次采取小压下量来 料上取4mm×10mm的试样，在DL805A热分析仪 控制板形，精轧终轧温度控制在850℃左右，轧制 进行连续冷却相变(CCT)实验，测出实验用钢的AC,、 后板厚为13mm后.为了防止变形奥氏体晶粒在相 Ac,和Ms点. 变前的冷却过程中长大，相变后得到粗大的组织， 锻轧状态组织较铸态组织明显晶粒更加细小， 水冷至500℃左右，最后空冷（约0.36℃·s冷速） 缺陷偏析现象减少，成品耐磨钢性能更加优异，且轧 至室温 表1实验锰钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the experimental manganese steel 实验锰钢 C Mn C Si 人 Fe No.1 0.31 2.95 2.08 0.40 0.0043 0.008 余量 No.2 0.30 4.80 2.14 0.46 0.0055 0.007 余量 No.3 0.30 7.11 2.08 0.44 0.0055 0.007 余量 No.4 0.29 9.25 2.58 0.41 0.0064 0.008 余量 拉伸、冲击等力学性能测试试样沿轧制方向切取. 与No.4常温下存在ε马氏体组织（下文X射线衍射 拉伸试验在CMT-4105型万能试验机上进行，依据 分析及电子背散射衍射分析均已证明其存在)，在加 GT1T228一2002，拉伸试样采用直径为5mm,标距为25 热过程中少量的ε马氏体由于其不稳定性容易随着温 mm的圆棒.冲击试验在JB-30B冲击试验机上进行， 度的升高发生相变，两组实验锰钢分别在252℃和225 采用标准V型缺口冲击试样，尺寸为10mm×10mm× ℃开始ε马氏体的转变，由于Mn推迟奥氏体的转变， 55mm,在-20℃温度下进行.采用HB-3000布氏硬 扩大奥氏体相区，因此加热过程中7%Mn的As点要 度计对钢板表面进行硬度测试. 比9%Mn的高.从表2中可以明显看出Mn质量分数 在钢板横向1/4处取10mm×10mm×10mm金相 升高从3%变化到9%，实验锰钢的AC1Ac,和Ms点 试样，并对其轧向垂直侧面截面进行预磨，抛光，4%硝 逐渐下降，相比于Ac,与Ac,点下降趋势，Ac,点下降速 酸乙醇溶液中浸蚀10~25s进行金相观察.X射线衍 度相对缓慢，因此Ac,与AC3点之间的奥氏体和铁素体 射分析在TTRⅢ多功能X射线衍射仪上进行，靶材为 两相区缩小，奥氏体区扩大 Cu,步宽为0.02°，扫描速度为1°·min,扫描角度为 表2实验锰钢相变点 47°~93°，样品测试面为10mm×13mm,采用15%高 Table 2 Phase transition points of the experimental manganese steel 氯酸乙醇溶液，在15V电压，2.0A左右电流下，电解 ℃ 抛光20s左右，去除表面残余应力及划痕.采用Zeiss 实验锰钢 Ae-Ac1Ms(y→a)As(8→y) ultra55场发射扫描电子显微镜(FESEM)进行电子背 No.I 632.79802.30 169.51 304.24 散射衍射观察分析，试样同样在上述X射线衍射电解 No.2 624.04782.80158.76 278.37 抛光条件下进行，电解抛光时间为10~12s.在HTA- No.3 614.34764.06 149.72 262.88 252 CHH81O0透射电子显微镜(TEM)进行微观组织观察 No.4610.02754.30144.28200.89 225 和分析. 2实验结果与分析 2.2力学性能 拉伸、硬度、冲击等力学性能测试结果如图1所 2.1相变点 示.结果显示，Mn质量分数从3%升高到9%，抗拉强 连续冷却相变实验测得的实验锰钢相变点Ac1、 度逐渐降低，在5%到7%Mn变化时下降最大.冲击 Ac3Ms(Y→a)和As(ε→y)点数据如表2所示，No.3 韧性在5%Mn时最高，达到22.25J:7%Mn时最低

丛菁华等: 锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 式进行轧制，探究轧态下 Mn 含量对于常温组织形态 及相变类型的影响． 1 实验材料与方法 设计锰质量分数分别为 3% 、5% 、7% 和 9% 的中、 高锰钢，实验钢采用 25 kg 真空感应炉冶炼，实际检测 成分见表 1． 后文统一用 No． 1 ～ No． 4 表示． 在 1200 ℃下锻成截面为 80 mm × 80 mm 的正方形坯料． 从坯 料上取 4 mm × 10 mm 的试样，在 DIL805A 热分析仪 进行连续冷却相变( CCT) 实验，测出实验用钢的 Ac1、 Ac3和 Ms 点． 锻轧状态组织较铸态组织明显晶 粒 更 加 细 小， 缺陷偏析现象减少，成品耐磨钢性能更加优异，且轧 制之后产品应用市场更加广泛，因此采用锻轧方式 对实验锰钢进行加工处理． 将上述坯料加热到 1200 ℃ ，保温 2 h，采用两阶段控制轧制． 粗轧阶段开轧温 度为 1100 ℃ 左右，为充分细化奥氏体晶粒，每道次形 变量为 20% ～ 30% ; 粗轧后待温到 950 ℃ 进行精轧， 精轧前两个道次形变大于 20% ，目的是在奥氏体晶 粒内部形成高密度的变形带，在后续相变过程中提 供更多的形核点，精轧最后一道次采取小压下量来 控制板形，精 轧 终 轧 温 度 控 制 在 850 ℃ 左 右，轧 制 后板厚为 13 mm 后． 为了防止变形奥氏体晶粒在相 变前的冷却 过 程 中 长 大，相变后得到粗大的组织， 水冷至 500 ℃ 左右，最后空冷( 约 0. 36 ℃·s － 1冷速) 至室温． 表 1 实验锰钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the experimental manganese steel % 实验锰钢 C Mn Cr Si S P Fe No． 1 0. 31 2. 95 2. 08 0. 40 0. 0043 0. 008 余量 No． 2 0. 30 4. 80 2. 14 0. 46 0. 0055 0. 007 余量 No． 3 0. 30 7. 11 2. 08 0. 44 0. 0055 0. 007 余量 No． 4 0. 29 9. 25 2. 58 0. 41 0. 0064 0. 008 余量 拉伸、冲击等力学性能测试试样沿轧制方向切取． 拉伸试验在 CMT--4105 型 万 能 试 验 机 上 进 行，依 据 GT / T228—2002，拉伸试样采用直径为5 mm，标距为25 mm 的圆棒． 冲击试验在 JB--30B 冲击试验机上进行， 采用标准 V 型缺口冲击试样，尺寸为 10 mm × 10 mm × 55 mm，在 － 20 ℃ 温度下进行． 采用 HB--3000 布氏硬 度计对钢板表面进行硬度测试． 在钢板横向 1 /4 处取 10 mm × 10 mm × 10 mm 金相 试样，并对其轧向垂直侧面截面进行预磨，抛光，4% 硝 酸乙醇溶液中浸蚀 10 ～ 25 s 进行金相观察． X 射线衍 射分析在 TTＲⅢ多功能 X 射线衍射仪上进行，靶材为 Cu，步宽为 0. 02°，扫描速度为 1°·min － 1，扫描角度为 47° ～ 93°，样品测试面为 10 mm × 13 mm，采用 15% 高 氯酸乙醇溶液，在 15 V 电压，2. 0 A 左右电流下，电解 抛光 20 s 左右，去除表面残余应力及划痕． 采用 Zeiss ultra 55 场发射扫描电子显微镜( FESEM) 进行电子背 散射衍射观察分析，试样同样在上述 X 射线衍射电解 抛光条件下进行，电解抛光时间为 10 ～ 12 s． 在 HITA￾CHI H8100 透射电子显微镜( TEM) 进行微观组织观察 和分析． 2 实验结果与分析 2. 1 相变点 连续冷却相变实验测得的实验锰钢相变点 Ac1、 Ac3、Ms ( γ→α) 和 As ( ε→γ) 点数据如表2 所示，No． 3 与 No． 4 常温下存在 ε 马氏体组织( 下文 X 射线衍射 分析及电子背散射衍射分析均已证明其存在) ，在加 热过程中少量的 ε 马氏体由于其不稳定性容易随着温 度的升高发生相变，两组实验锰钢分别在 252 ℃和 225 ℃开始 ε 马氏体的转变，由于 Mn 推迟奥氏体的转变， 扩大奥氏体相区，因此加热过程中 7% Mn 的 As 点要 比 9% Mn 的高． 从表 2 中可以明显看出 Mn 质量分数 升高从 3% 变化到 9% ，实验锰钢的 Ac1、Ac3 和 Ms 点 逐渐下降，相比于 Ac1与 Ac3点下降趋势，Ac1点下降速 度相对缓慢，因此 Ac1与 Ac3点之间的奥氏体和铁素体 两相区缩小，奥氏体区扩大． 表 2 实验锰钢相变点 Table 2 Phase transition points of the experimental manganese steel ℃ 实验锰钢 Ac1 Ac3 Ac3 --Ac1 Ms ( γ→α) As ( ε→γ) No． 1 632. 79 802. 30 169. 51 304. 24 — No． 2 624. 04 782. 80 158. 76 278. 37 — No． 3 614. 34 764. 06 149. 72 262. 88 252 No． 4 610. 02 754. 30 144. 28 200. 89 225 2. 2 力学性能 拉伸、硬度、冲击等力学性能测试结果如图 1 所 示． 结果显示，Mn 质量分数从 3% 升高到 9% ，抗拉强 度逐渐降低，在 5% 到 7% Mn 变化时下降最大． 冲击 韧性在 5% Mn 时最高，达到 22. 25 J; 7% Mn 时最低， · 56 ·

66* 工程科学学报，第38卷，第1期 2000 561.24 600 ·抗拉猫度MPa 22.6宿 22.43 1800 523.32 布C硬度HB 1820.71 550 20 2186 1600 1641.60 19.57 476.12 500 1400 450 1200 11,48 1000 9R557 10.46 800 350 5.73 283.45 600 300 4.80 558.44 400 250 N.13) .25)N37)V.499) 0 .13) N.2(5)N.37) .49) 编号 窃号 图1实验锰钢抗拉强度、布氏硬度及-20℃冲击功范围 Fig.1 Tensile strength,Brinell hardness and -20C impact energy range of the experimental manganese steel 只有5.27J,明显脆性断裂.硬度也有类似规律，随着 氏体，部分仍以奥氏体形式存在，内孪晶较多，同样在 Mn质量分数的升高，硬度值逐渐下降，在7%到9% 部分位置存在ε马氏体组织.通过对实验锰钢进行透 M变化时下降幅度最大.根据工程机械用高强度耐 射电镜观察，No.3和No.4实验锰钢板条或束状细片 磨钢板标准，No.1(3%M)属于耐磨550级别，No. 状马氏体内存在大量相变内李晶、位错缠结、层错等亚 2(5%Mn)和No.3(7%Mn)同属于耐磨500级别， 结构，如图3所示 No.2相对较硬. 2.4X射线衍射分析 2.3组织观察 由X射线衍射分析的47°~93°衍射峰谱（图4）并 图2为No.1~No.4实验锰钢扫描电镜像.No.1 根据式(1)，可以计算出实验锰钢奥氏体含量： (3%Mn)和No.2(5%Mn)主要是板条状马氏体；当 V=- 1 (1) Mn质量分数提高到7%时，马氏体主要是片层状，马 1+G 氏体片在孪晶内形成，交角相遇分布，马氏体片不能跨 越李晶界面，且马氏体片主要在孪晶界面形成，然后向 式中：V为奥氏体每个衍射峰对应的晶面取向奥氏体 孪晶内沿着某晶面长大，在图中No.3(7%Mn)箭头位 的体积分数；I。和I,分别为铁素体和奥氏体衍射峰的 置存在ε马氏体组织，且大部分李晶间均形成片层状 累积强度；G对应每个峰值的取不同值，I。(200)Ⅱ， 马氏体组织：No.4(9%M)部分李晶界面形成片层马 (200)取2.5，I(200)/1(220)取1.38,1.(200)/1 No.1 No.2 图2实验锰钢扫描电镜像 Fig.2 SEM images of the experimental manganese steel

工程科学学报，第 38 卷，第 1 期 图 1 实验锰钢抗拉强度、布氏硬度及 － 20℃冲击功范围 Fig． 1 Tensile strength，Brinell hardness and － 20℃ impact energy range of the experimental manganese steel 只有 5. 27 J，明显脆性断裂． 硬度也有类似规律，随着 Mn 质量分数的升高，硬度值逐渐下降，在 7% 到 9% Mn 变化时下降幅度最大． 根据工程机械用高强度耐 磨钢板标准［4］，No． 1 ( 3% Mn) 属于耐磨 550 级别，No． 2 ( 5% Mn) 和 No． 3 ( 7% Mn) 同属于耐磨 500 级别， No． 2 相对较硬． 图 2 实验锰钢扫描电镜像 Fig． 2 SEM images of the experimental manganese steel 2. 3 组织观察 图 2 为 No． 1 ～ No． 4 实验锰钢扫描电镜像． No． 1 ( 3% Mn) 和 No． 2 ( 5% Mn) 主要是板条状马氏体; 当 Mn 质量分数提高到 7% 时，马氏体主要是片层状，马 氏体片在孪晶内形成，交角相遇分布，马氏体片不能跨 越孪晶界面，且马氏体片主要在孪晶界面形成，然后向 孪晶内沿着某晶面长大，在图中 No． 3 ( 7% Mn) 箭头位 置存在 ε 马氏体组织，且大部分孪晶间均形成片层状 马氏体组织; No． 4 ( 9% Mn) 部分孪晶界面形成片层马 氏体，部分仍以奥氏体形式存在，内孪晶较多，同样在 部分位置存在 ε 马氏体组织． 通过对实验锰钢进行透 射电镜观察，No． 3 和 No． 4 实验锰钢板条或束状细片 状马氏体内存在大量相变内孪晶、位错缠结、层错等亚 结构，如图 3 所示． 2. 4 X 射线衍射分析 由 X 射线衍射分析的 47° ～ 93°衍射峰谱( 图 4) 并 根据式( 1) ，可以计算出实验锰钢奥氏体含量［5］: Vi = 1 1 + G Iα Iγ ． ( 1) 式中: Vi为奥氏体每个衍射峰对应的晶面取向奥氏体 的体积分数; Iα和 Iγ分别为铁素体和奥氏体衍射峰的 累积强度; G 对应每个峰值的取不同值，Iα ( 200) / Iγ ( 200) 取 2. 5，Iα ( 200) / Iγ ( 220) 取 1. 38，Iα ( 200) / Iγ · 66 ·

从菁华等：锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 ·67 20m 图3No.3实验锰钢透射电镜像 Fig.3 TEM images of experimental manganese steel No.3 3000r 表3实验锰钢的奥氏体含量及奥氏体中含碳量 200) Table 3 Austenite content and carbon content in austenite of the experi- 2500 7220 mental manganese steel 2000 a200, 21) 31) 编号 奥氏体体积分数/% 奥氏体中碳质量分数/% No.4(95Mnl 1500 No.I 7.86 0.96 No.3(7%Mnl No.2 8.33 0.66 1000F No.2(5%Mn) No.3 30.03 0.85 500 No.4 No.1(3%Mn) 83.56 0.86 60) 80 201) 3000F 2111) c(110 No4 图4实验锰钢X射线衍射能谱图 —N03 200 Fig.4 XRD patterns of the experimental manganese steel 2000 c(10-11) 220)311) c10-01 (311)取2.02，J。(211)/1,(200)取1.19,1.(211)1 (220)取0.06,1.(211)/1，(311)取0.96.奥氏体中含 碳量根据式(2)求得0： 要1000 a0=3.555+0.044x. (2) 式中a。为晶格常数，x为碳的质量分数，晶格常数是奥 人人人人 氏体的{220}和{311}晶面的平均估量值. 40 5060708090100110120 根据式(1)和式(2)计算出实验锰钢中奥氏体含 20H) 量及奥氏体中碳含量如表3所示.从表3中可以看 图5。No.3和N.4实验锰钢X射线衍射谱 出，实验锰钢中奥氏体含量随Mn含量的升高逐渐增 Fig.5 XRD patterns of experimental manganese steel No.3 and No.4 多.由质量分数3%增加到5%时变化不明显：当Mn 2.5电子背散射衍射分析 质量分数提高到7%时，奥氏体体积分数骤增，达到约 电子背散射衍射实验选用参数为3000倍视场，由 30%,形成两相组织；Mn质量分数达到9%时，奥氏体 于马氏体板条较为细小，步长选0.08m,在测试原始 体积分数约83%，常温不形变的情况下，主要以奥氏 衬图上用不同颜色标注各相与大小角度晶界，如图6 体形式存在. 所示，其中灰色部分为α马氏体，蓝色部分为奥氏体， No.3和No.4实验锰钢全谱衍射峰(35°~120) 黄色部分为ε马氏体，α《马氏体各板条之间红色实线 如图5所示，存在ε(1010)和e(1011)晶面取向的e 为3°~15°小角度晶界，由于系统本身存在标定误差， 马氏体组织，ε马氏体组织作为Y→α马氏体转变的中 因此3°以下不认为是小角度晶界，黑色实线为15°以 间相，自身存在不稳定性圆.在Mn质量分数从7%提 上大角度晶界.图中No.1和No.2的残余奥氏体含量 高到9%时，ε马氏体衍射峰值变化不大，α马氏体各 较少，尺寸较小，主要分布在原始奥氏体晶界和马氏体 衍射峰降低，奥氏体峰普遍增高. 板条之间，板条尺寸明显变细变长；当M质量分数达

丛菁华等: 锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 图 3 No． 3 实验锰钢透射电镜像 Fig． 3 TEM images of experimental manganese steel No． 3 图 4 实验锰钢 X 射线衍射能谱图 Fig． 4 XＲD patterns of the experimental manganese steel ( 311) 取 2. 02，Iα ( 211) / Iγ ( 200) 取 1. 19，Iα ( 211) / Iγ ( 220) 取 0. 06，Iα ( 211) / Iγ ( 311) 取 0. 96． 奥氏体中含 碳量根据式( 2) 求得［4］: a0 = 3. 555 + 0. 044x． ( 2) 式中 a0为晶格常数，x 为碳的质量分数，晶格常数是奥 氏体的{ 220} 和{ 311} 晶面的平均估量值． 根据式( 1) 和式( 2) 计算出实验锰钢中奥氏体含 量及奥氏体中碳含量如表 3 所示． 从表 3 中可以看 出，实验锰钢中奥氏体含量随 Mn 含量的升高逐渐增 多． 由质量分数 3% 增加到 5% 时变化不明显; 当 Mn 质量分数提高到 7% 时，奥氏体体积分数骤增，达到约 30% ，形成两相组织; Mn 质量分数达到 9% 时，奥氏体 体积分数约 83% ，常温不形变的情况下，主要以奥氏 体形式存在． No． 3 和 No． 4 实验锰钢全谱衍射峰( 35° ～ 120°) 如图 5 所示，存在 ε( 10 10) 和 ε( 10 11) 晶面取向的 ε 马氏体组织，ε 马氏体组织作为 γ→α 马氏体转变的中 间相，自身存在不稳定性［6］． 在 Mn 质量分数从 7% 提 高到 9% 时，ε 马氏体衍射峰值变化不大，α 马氏体各 衍射峰降低，奥氏体峰普遍增高． 表 3 实验锰钢的奥氏体含量及奥氏体中含碳量 Table 3 Austenite content and carbon content in austenite of the experi￾mental manganese steel 编号 奥氏体体积分数/% 奥氏体中碳质量分数/% No． 1 7. 86 0. 96 No． 2 8. 33 0. 66 No． 3 30. 03 0. 85 No． 4 83. 56 0. 86 图 5 No． 3 和 No． 4 实验锰钢 X 射线衍射谱 Fig． 5 XＲD patterns of experimental manganese steel No． 3 and No． 4 2. 5 电子背散射衍射分析 电子背散射衍射实验选用参数为 3000 倍视场，由 于马氏体板条较为细小，步长选 0. 08 μm，在测试原始 衬图上用不同颜色标注各相与大小角度晶界，如图 6 所示，其中灰色部分为 α 马氏体，蓝色部分为奥氏体， 黄色部分为 ε 马氏体，α 马氏体各板条之间红色实线 为 3° ～ 15°小角度晶界，由于系统本身存在标定误差， 因此 3°以下不认为是小角度晶界，黑色实线为 15°以 上大角度晶界． 图中 No． 1 和 No． 2 的残余奥氏体含量 较少，尺寸较小，主要分布在原始奥氏体晶界和马氏体 板条之间，板条尺寸明显变细变长; 当 Mn 质量分数达 · 76 ·

68· 工程科学学报，第38卷，第1期 .2 04 图6No.1~No.4实验锰钢电子背散射衍射分析结果 Fig.6 EBSD analysis results of experiment manganese steel No.1-No.4 到7%及以上时，No.3与No.4可以明显看出灰色部分 但不同实验锰钢之间存在差异.No.1和No.2驼峰值 主要为更细小马氏体片层状组织，晶粒之间更多的是 接近54°，符合NW(Nishiyama--Wassermann)位向关系 大角度晶界，马氏体的晶粒更加细小，ε马氏体尺寸不 的基本特征，随着Mn质量分数由3%到5%，此种位 足1um,弥散分布在奥氏体周围，Mn质量分数达到 相关系减弱，而No.3和No.4驼峰值逐渐偏离54°，四 9%时奥氏体大量存在，奥氏体之间及奥氏体孪晶间形 种实验锰钢最强峰值都集中在60°左右，符合YKS 成细小马氏体组织和￡马氏体. (Young--Kurdjumov--Sachs)位向关系o-o 3分析与讨论 Mn元素属于开启y相区元素，在y-Fe中有较大 10- -No.1 的溶解度，能相对地稳定y固溶体，因此促进奥氏体的 稳定，使Ac点下降.Mn属于弱碳化物形成元素，Mn 04 元素的添加减慢含M渗碳体的形核和长大，同时增 10 加固溶体原子间的结合力，减小Fe的自扩散系数，从 而推迟了Y→a相变，因此A1点下降，Ac也下降.从 面心立方结构奥氏体到体心立方结构马氏体的转变需 10 要晶格重组，M-C强键络的结构单元数量增多，最强 1015202530354045505560 品界角() 键的数值也增大，增加了相变阻力，奥氏体稳定性增 加，马氏体转变点Ms降低团. 图7实验锰钢品界取向分布 由图6可以看出：No.1和No.2的实验锰钢板条 Fig.7 Misorientation distributions of grain boundaries in the experi- ment manganese steel 之间相比于No.3和No.4实验锰钢存在较多的小角 度晶界，通常是由许多刃位错排列汇集成的一个平面， 根据热力学计算，如图8所示，在实验锰钢其他合 小角度晶界频率高，代表着较高的位错密度网：而No. 金元素一定情况下，当M质量分数达到7%时，室温 3和No.4实验锰钢相比来说主要是大量的大角度晶 组织会存在奥氏体，Mf点在室温下：而3%和5%Mn 界，马氏体单晶粒较小且存在大量内孪晶是产生这种 时马氏体转变结束点在室温以上，室温下检测到的奥 现象的原因 氏体组织为冷却过程中没有来得及转变的奥氏体组 晶界取向分布如图7所示.为了看到细小差异， 织，同时Ms点较低，推迟马氏体转变开始温度，得到 图中频率刻度用对数形式表示，图7中趋势大体一致， 更多的室温奥氏体.用式(2)估算实际奥氏体内碳含

工程科学学报，第 38 卷，第 1 期 图 6 No． 1 ～ No． 4 实验锰钢电子背散射衍射分析结果 Fig． 6 EBSD analysis results of experiment manganese steel No． 1--No． 4 到 7% 及以上时，No． 3 与 No． 4 可以明显看出灰色部分 主要为更细小马氏体片层状组织，晶粒之间更多的是 大角度晶界，马氏体的晶粒更加细小，ε 马氏体尺寸不 足 1 μm，弥散分布在奥氏体周围，Mn 质量分数达到 9% 时奥氏体大量存在，奥氏体之间及奥氏体孪晶间形 成细小马氏体组织和 ε 马氏体． 3 分析与讨论 Mn 元素属于开启 γ 相区元素，在 γ--Fe 中有较大 的溶解度，能相对地稳定 γ 固溶体，因此促进奥氏体的 稳定，使 Ac3点下降． Mn 属于弱碳化物形成元素，Mn 元素的添加减慢含 Mn 渗碳体的形核和长大，同时增 加固溶体原子间的结合力，减小 Fe 的自扩散系数，从 而推迟了 γ→α 相变，因此 A1点下降，Ac1也下降． 从 面心立方结构奥氏体到体心立方结构马氏体的转变需 要晶格重组，Mn--C 强键络的结构单元数量增多，最强 键的数值也增大，增加了相变阻力，奥氏体稳定性增 加，马氏体转变点 Ms 降低［7］． 由图 6 可以看出: No． 1 和 No． 2 的实验锰钢板条 之间相比于 No． 3 和 No． 4 实验锰钢存在较多的小角 度晶界，通常是由许多刃位错排列汇集成的一个平面， 小角度晶界频率高，代表着较高的位错密度［8］; 而 No． 3 和 No． 4 实验锰钢相比来说主要是大量的大角度晶 界，马氏体单晶粒较小且存在大量内孪晶是产生这种 现象的原因． 晶界取向分布如图 7 所示． 为了看到细小差异， 图中频率刻度用对数形式表示，图 7 中趋势大体一致， 但不同实验锰钢之间存在差异． No． 1 和 No． 2 驼峰值 接近 54°，符合 NW ( Nishiyama--Wassermann) 位向关系 的基本特征，随着 Mn 质量分数由 3% 到 5% ，此种位 相关系减弱，而 No． 3 和 No． 4 驼峰值逐渐偏离 54°，四 种实验锰钢最强峰值都集中在 60° 左 右，符 合 YKS ( Young--Kurdjumov--Sachs) 位向关系［9--10］． 图 7 实验锰钢晶界取向分布 Fig． 7 Misorientation distributions of grain boundaries in the experi￾ment manganese steel 根据热力学计算，如图 8 所示，在实验锰钢其他合 金元素一定情况下，当 Mn 质量分数达到 7% 时，室温 组织会存在奥氏体，Mf 点在室温下; 而 3% 和 5% Mn 时马氏体转变结束点在室温以上，室温下检测到的奥 氏体组织为冷却过程中没有来得及转变的奥氏体组 织，同时 Ms 点较低，推迟马氏体转变开始温度，得到 更多的室温奥氏体． 用式( 2) 估算实际奥氏体内碳含 · 86 ·

从菁华等：锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 ·69* Vo.11.0r No.21.0m 5 6 0.9 0.9 0.8 0.8 1：FCCA1#1M7C3 3 7 CGLAII 0.72F℃CA1#1 0.62:F℃C41#1M7C3 0.63:BCC_A2FCC_AI#1 3M7C3 4:BCC A2 M7C3 曰054：BCCA2FCCA1#1 0.4-5:BCC_A2 M23C6 M7C3 04M23C6M7C3 5:BCC A2 FCC A1#1 0.3 03M23C6 0.2 0.26:BCCA2M23C6 3 9 01 2 3 0 11, 400 60 8 200 400 600 800 1000 温度℃ 温度℃ 11 No.3 1.0 No.41.0 n.9 09 0.8 0.8 0.7-1:BCC_AI#I M7C3\ 0.7 2:FCC Al#1 1:FCC_AI#I M7C3 0.6-3A2CA1# 05 M7C3 CC A2 FCC AlI 厂4：BCCA2FCCA1#1 出05 度M713 04 M2306 M7C3 4:BCC_A2 FCC_AI#1 5:BCC_A2 FCC_Al#3 0.4 4123C6M17C3 0.3-M2306 5::A2TA1#1 03 M23C6 0.2 02 0.1 0.1 43 11 200 400 600 8001000 400 600 800 1000 温度℃ 温度℃ 图8 Thermo-Calc软件分析相变线对比图 Fig.8 Comparison of phase transition lines analyzed by Thermo-Calc 量平均值.No.1与No.2对比，奥氏体含量基本相同， 和5%M实验锰钢综合力学性能最优，分别达到耐磨 但奥氏体内碳含量明显减少，N0.2中奥氏体相对于 550和耐磨550级别. No.1稳定性差，Mn含量的不同影响形成碳化物的类 相变时，已有的一定尺寸的层错有促进形核的作 型，结合Thermo-Calc软件分析结果图，No.1锰钢中除 用，可作为相变的核心，主要是Olson和Cohen提出 形成M,C,碳化物外还形成M,C,碳化物，且比较两种 的层错形核机制，层错对马氏体相变类型、相变临界 碳化物，相同含量的碳化物，析出M,C需要的C更少， 点、马氏体形态及亚结构都有一定影响.合金元素类 从高温奥氏体中扩散到碳化物中C相对更少，因此 型及含量是层错能大小的主要影响因素，合金元素对 No.1奥氏体中碳含量更多.同时No.3和No.4中奥 层错能的影响是交互的，由文献B]表达式计算y 氏体相所占比例较No.1和No.2所占比例增加较多， (虚拟的纯y-Fe的层错能)约为(36~42)×10-7J· 因此No.3和No.4实验锰钢中奥氏体中碳含量都较 cm2,本文中取37×10-7J·cm2,根据表1实验锰钢 低，室温奥氏体稳定性较前两个钢种差，在磨损形变 的成分，对文献B]y(Mm2)表达式改写如下： 中，易发生形变诱导相变，加工硬化效果明显，增加其 y0=y8-1.34w+0.64w2-1.75wa+0.0102- 耐磨性) 5.590s-60.692+26.270e(we+w）+.(3) 由于奥氏体含量随着Mn质量分数的升高而增 式中为该合金元素的质量分数.通过计算得出No 大，实验锰钢的强度及硬度逐渐降低，在3%M和 1~No.4实验锰钢的层错能分别为40.98×10-7、 5%Mn时由于小角度晶界比重相对较大，位错密度 42.49×10-7、44.04×10-7和45.78×10-7Jcm2,设 高，阻止位错的滑移，具有较高的强度和硬度四.当 奥氏体钢的摩尔体积为7.2cm3·mol-,晶格常数a取 达到7%和9%Mn时，奥氏体的含量升高，相对强度 0.359nm,面心立方结构{111}，的面间距d=a/W3,由 和硬度就有明显下降，ε马氏体属于硬脆相，束状细片 式(4)可以计算出层错形核化学自由焓变化△G.(· 马氏体相比板条状马氏体韧性差，因此7%M时的冲 mol-). 击韧性低：同样9%M的马氏体类型也影响其冲击韧 (4) 性，但由于大部分基体为奥氏体，韧性得到改善.3% 14G1≥3 ×牙=13.02

丛菁华等: 锰对中锰耐磨钢组织形态及相变的影响 图 8 Thermo--Calc 软件分析相变线对比图 Fig． 8 Comparison of phase transition lines analyzed by Thermo--Calc 量平均值． No． 1 与 No． 2 对比，奥氏体含量基本相同， 但奥氏体内碳含量明显减少，No． 2 中奥氏体相对于 No． 1 稳定性差，Mn 含量的不同影响形成碳化物的类 型，结合 Thermo--Calc 软件分析结果图，No． 1 锰钢中除 形成 M23C6碳化物外还形成 M7C3碳化物，且比较两种 碳化物，相同含量的碳化物，析出 M7C3需要的 C 更少， 从高温奥氏体中扩散到碳化物中 C 相对更少，因此 No． 1 奥氏体中碳含量更多． 同时 No． 3 和 No． 4 中奥 氏体相所占比例较 No． 1 和 No． 2 所占比例增加较多， 因此 No． 3 和 No． 4 实验锰钢中奥氏体中碳含量都较 低，室温奥氏体稳定性较前两个钢种差，在磨损形变 中，易发生形变诱导相变，加工硬化效果明显，增加其 耐磨性［11］． 由于奥氏体含量随着 Mn 质量分数的升高而增 大，实验锰钢的强度及硬度逐渐降低，在 3% Mn 和 5% Mn 时由于小角度晶界比重相对较大，位错密度 高，阻止位错的滑移，具有较高的强度和硬度［12］． 当 达到 7% 和 9% Mn 时，奥氏体的含量升高，相对强度 和硬度就有明显下降，ε 马氏体属于硬脆相，束状细片 马氏体相比板条状马氏体韧性差，因此 7% Mn 时的冲 击韧性低; 同样 9% Mn 的马氏体类型也影响其冲击韧 性，但由于大部分基体为奥氏体，韧性得到改善． 3% 和 5% Mn 实验锰钢综合力学性能最优，分别达到耐磨 550 和耐磨 550 级别． 相变时，已有的一定尺寸的层错有促进形核的作 用，可作为相变的核心，主要是 Olson 和 Cohen［13］提出 的层错形核机制，层错对马氏体相变类型、相变临界 点、马氏体形态及亚结构都有一定影响． 合金元素类 型及含量是层错能大小的主要影响因素，合金元素对 层错能的影响是交互的，由文献［3］表达式计算 γ0 SF ( 虚拟的纯 γ--Fe 的层错能) 约为( 36 ～ 42) × 10 － 7 J· cm － 2，本文中取 37 × 10 － 7 J·cm － 2，根据表 1 实验锰钢 的成分，对文献［3］γ300 SF ( MJ·m － 2 ) 表达式改写如下: γ300 SF = γ0 SF － 1. 34wMn + 0. 64w2 Mn － 1. 75wCr + 0. 01w2 Cr － 5. 59wSi － 60. 69w2 C + 26. 27wC ( wCr + wMn ) 1 2 ． ( 3) 式中 w 为该合金元素的质量分数． 通过计算得出 No． 1 ～ No． 4 实验锰钢的层错能分别为 40. 98 × 10 － 7、 42. 49 × 10 － 7、44. 04 × 10 － 7 和 45. 78 × 10 － 7 J·cm － 2，设 奥氏体钢的摩尔体积为 7. 2 cm3 ·mol － 1，晶格常数 a 取 0. 359 nm，面心立方结构{ 111} γ的面间距 d = a / 3槡，由 式( 4) ［3］可以计算出层错形核化学自由焓变化 ΔGc ( J· mol － 1 ) ． | ΔGc | ≥ 3 8 × γSF d = 13. 02γSF ． ( 4) · 96 ·

·70· 工程科学学报，第38卷，第1期 No.1~No.4实验锰钢的△G。分别为-533.62、 B] Cheng X N.Dai Q X,Shao HH.Solid Phase Transition and Dif -553.26、-573.46和-596.06J·mol-1,这里将△G。 fusion of Materials.Beijing:Chemical Industry Press,2006 (程晓农，戴起勋，邵红红.材料固态相变与扩散.北京：化 视为Y→ε的相变临界驱动力，当其他合金元素为定值 学工业出版社，2006) (表1中含量)，Mn元素质量分数介于5%~7%之间 4]National Steel Standardization Technical Committee.GB/T 某一成分时，层错能为42.49×10-7Jcm2与44.04× 24186-2009 High Strength Abrasion Resistant Steel Plates for 10”cm2之间某一值，冷却条件保持一致（即水冷 Construction Machine.Beijing:China Standard Press,2010 至500℃，空冷至室温)，马氏体相变类型由y→a变为 (全国钢标准化技术委员会.GB/T24186一2009工程机械用 Y→a(或y→8→a)和y→8. 高强度耐磨钢板.北京：中国标准出版社，2010) 随着Mn元素的升高，除了促使奥氏体含量的升 [5]Wang C Y,Shi J,Cao WQ,et al.Characterization of microstruc- ture obtained by quenching and partitioning process in low alloy 高，最终呈现超过80%奥氏体组织外，还促使马氏体 martensitic steel.Mater Sci Eng A,2010,527:3442 单晶由板条状变成细片状，原因为M元素的升高，使 [6]Liu Z C,Ren H P,An S L,et al.Martensitic Transformation. 奥氏体和马氏体点阵产生局部畸变区，提高了平行于 Beijing:Science Press,2012 惯习面的全共格界面的界面能，使之超过孪晶面的界 (刘宗昌，任慧平，安胜利，等.马氏体相变.北京：科学出版 面能，导致马氏体采取在已有马氏体细片旁边形成具 社，2012) 有李晶界面的伴生晶核，按照李晶关系束状机制进行 [7]Lii Y P,Zhu R F,Li S T,et al.Valence electron structure analy- 相变，而生成束状细片马氏体组织 sis of manganese steel austenitic microstructure and properties. Iron Steel Res,1999,11(1)51 4结论 (吕宇鹏，朱瑞富，李士同，等。锰钢奥氏体组织与性能的价 电子结构分析.钢铁研究学报，1999,11(1)：51) (1)实验中锰钢在C质量分数为0.3%不变的前 [8]Hu RR,Cai Q W,Wu H B,et al.Heat treatment influence on 提下，随Mn质量分数的升高，由于推迟Ms点及增加 the microstructure and mechanical properties of NM500 wear re- 室温奥氏体的稳定性，室温时奥氏体含量逐渐升高，在 sistant steel.J Univ Sci Technol Beijing,2013,35(8):1015 (胡日荣，蔡庆伍，武会宾，等.热处理工艺对NM500耐磨钢 5%~7%Mn时变化最为明显，其体积分数由8%升高 组织和力学性能的影响.北京科技大学学报，2013,35(8)： 到30%，当M质量分数达到9%时形成主要以奥氏 1015) 体为主的双相组织.硬度和强度逐渐下降，韧性在7% 9]Gourgues A F,Flower H M,Lindley TC.Electron backscattering Mn时最差，5%Mn时达到最优力学性能. diffraction study of acicular ferrite,bainite,and martensite steel (2)随着Mn元素质量分数的升高，奥氏体与马 microstructures.Mater Sci Technol,2000,16(1):26 氏体之间的位向关系，由3%和5%Mn时的NW与 [10]Bunge HJ.Weiss W,Klein H,et al.Orientation relationship of YKS关系变化为7%和9%Mn时的以YKS关系为主 Widmannstatten plates in an iron meteorite measured with high- (3)Mn元素质量分数及层错能的变化，都会影响 energy synchrotron radiation.J Appl Cryst,2003,36(1):137 1] Meysami A H,Ghasemzadeh R,Seyedein S H,et al.An inves- 马氏体相变类型、形态及亚结构类型，马氏体类型由 tigation on the microstructure and mechanical properties of direct 3%和5%Mn时的亚结构以位错为主的板条状马氏 quenched and tempered AISI 4140 steel.Mater Des,2010,31 体，变化为由7%和9%Mn时亚结构以位错、相变内孪 (3):1570 晶和层错为主的束状细片α马氏体和细片状ε马氏体. [12]Shi J,Sun X J,Wang M Q,et al.Enhanced work-hardening be- havior and mechanical properties in ultrafine-grained steels with large-fractioned metastable austenite.Scripta Mater,2010,63 参考文献 (8):815 [Dastur Y N,Leslie W C.Mechanism of work hardening in Had- 03] Olson G B,Cohen M.A general mechanism of martensitic nucle- field manganese steel.Metallurgical and Trans A,1981,12 (5): ation.Metall Trans,1976,7(12):1897 749 [14]Tan Y H,Ma Y X.The Martensitic Neo-Morphology.Beijing: ] Yan WL,FangL,Sun K,et al.Effect of surface work hardening Metallurgical Industry Press,2013 on wear behavior of Hadfield steel.Mater Sci Eng A,2007,460- (谭玉华，马跃新.马氏体新形态学.北京：治金工业出版 461:542 社，2013)

工程科学学报，第 38 卷，第 1 期 No． 1 ～ No． 4 实验锰钢的 ΔGc 分别为 － 533. 62、 － 553. 26、－ 573. 46 和 － 596. 06 J·mol － 1，这里将 ΔGc 视为 γ→ε 的相变临界驱动力，当其他合金元素为定值 ( 表 1 中含量) ，Mn 元素质量分数介于 5% ～ 7% 之间 某一成分时，层错能为 42. 49 × 10 － 7 J·cm － 2与 44. 04 × 10 － 7 J·cm － 2之间某一值，冷却条件保持一致( 即水冷 至 500 ℃，空冷至室温) ，马氏体相变类型由 γ→α 变为 γ→α( 或 γ→ε→α) 和 γ→ε． 随着 Mn 元素的升高，除了促使奥氏体含量的升 高，最终呈现超过 80% 奥氏体组织外，还促使马氏体 单晶由板条状变成细片状，原因为 Mn 元素的升高，使 奥氏体和马氏体点阵产生局部畸变区，提高了平行于 惯习面的全共格界面的界面能，使之超过孪晶面的界 面能，导致马氏体采取在已有马氏体细片旁边形成具 有孪晶界面的伴生晶核，按照孪晶关系束状机制进行 相变，而生成束状细片马氏体组织［14］． 4 结论 ( 1) 实验中锰钢在 C 质量分数为 0. 3% 不变的前 提下，随 Mn 质量分数的升高，由于推迟 Ms 点及增加 室温奥氏体的稳定性，室温时奥氏体含量逐渐升高，在 5% ～ 7% Mn 时变化最为明显，其体积分数由 8% 升高 到 30% ，当 Mn 质量分数达到 9% 时形成主要以奥氏 体为主的双相组织． 硬度和强度逐渐下降，韧性在 7% Mn 时最差，5% Mn 时达到最优力学性能． ( 2) 随着 Mn 元素质量分数的升高，奥氏体与马 氏体之间的位向关系，由 3% 和 5% Mn 时的 NW 与 YKS 关系变化为 7% 和 9% Mn 时的以 YKS 关系为主． ( 3) Mn 元素质量分数及层错能的变化，都会影响 马氏体相变类型、形态及亚结构类型，马氏体类型由 3% 和5% Mn 时的亚结构以位错为主的板条状 α 马氏 体，变化为由 7% 和 9% Mn 时亚结构以位错、相变内孪 晶和层错为主的束状细片 α 马氏体和细片状 ε 马氏体． 参 考 文 献 ［1］ Dastur Y N，Leslie W C． Mechanism of work hardening in Had￾field manganese steel． Metallurgical and Trans A，1981，12( 5) : 749 ［2］ Yan W L，Fang L，Sun K，et al． Effect of surface work hardening on wear behavior of Hadfield steel． Mater Sci Eng A，2007，460- 461: 542 ［3］ Cheng X N，Dai Q X，Shao H H． Solid Phase Transition and Dif￾fusion of Materials． Beijing: Chemical Industry Press，2006 ( 程晓农，戴起勋，邵红红． 材料固态相变与扩散． 北京: 化 学工业出版社，2006) ［4］ National Steel Standardization Technical Committee． GB /T 24186—2009 High Strength Abrasion Ｒesistant Steel Plates for Construction Machine． Beijing: China Standard Press，2010 ( 全国钢标准化技术委员会． GB /T 24186—2009 工程机械用 高强度耐磨钢板． 北京: 中国标准出版社，2010) ［5］ Wang C Y，Shi J，Cao W Q，et al． Characterization of microstruc￾ture obtained by quenching and partitioning process in low alloy martensitic steel． Mater Sci Eng A，2010，527: 3442 ［6］ Liu Z C，Ｒen H P，An S L，et al． Martensitic Transformation． Beijing: Science Press，2012 ( 刘宗昌，任慧平，安胜利，等． 马氏体相变． 北京: 科学出版 社，2012) ［7］ Lü Y P，Zhu Ｒ F，Li S T，et al． Valence electron structure analy￾sis of manganese steel austenitic microstructure and properties． J Iron Steel Ｒes，1999，11( 1) : 51 ( 吕宇鹏，朱瑞富，李士同，等． 锰钢奥氏体组织与性能的价 电子结构分析． 钢铁研究学报，1999，11( 1) : 51) ［8］ Hu Ｒ Ｒ，Cai Q W，Wu H B，et al． Heat treatment influence on the microstructure and mechanical properties of NM500 wear re￾sistant steel． J Univ Sci Technol Beijing，2013，35( 8) : 1015 ( 胡日荣，蔡庆伍，武会宾，等． 热处理工艺对 NM500 耐磨钢 组织和力学性能的影响． 北京科技大学学报，2013，35( 8) : 1015) ［9］ Gourgues A F，Flower H M，Lindley T C． Electron backscattering diffraction study of acicular ferrite，bainite，and martensite steel microstructures． Mater Sci Technol，2000，16( 1) : 26 ［10］ Bunge H J，Weiss W，Klein H，et al． Orientation relationship of Widmannsttten plates in an iron meteorite measured with high￾energy synchrotron radiation． J Appl Cryst，2003，36( 1) : 137 ［11］ Meysami A H，Ghasemzadeh Ｒ，Seyedein S H，et al． An inves￾tigation on the microstructure and mechanical properties of direct quenched and tempered AISI 4140 steel． Mater Des，2010，31 ( 3) : 1570 ［12］ Shi J，Sun X J，Wang M Q，et al． Enhanced work-hardening be￾havior and mechanical properties in ultrafine-grained steels with large-fractioned metastable austenite． Scripta Mater，2010，63 ( 8) : 815 ［13］ Olson G B，Cohen M． A general mechanism of martensitic nucle￾ation． Metall Trans，1976，7( 12) : 1897 ［14］ Tan Y H，Ma Y X． The Martensitic Neo-Morphology． Beijing: Metallurgical Industry Press，2013 ( 谭玉华，马跃新． 马氏体新形态学． 北京: 冶金工业出版 社，2013) · 07 ·