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第2期 赵艳君等：高强高韧低合金锰钢的研制 .197. 马氏体，钢中添加了MnS和N合金元素，均具有 920℃，10min,奥氏体晶粒度7-9级 较强的提高钢淬透性的能力；N可改善低温韧性， 1000 提高冲击韧性；MnS对奥氏体和马氏体可产生一 900 A=800℃ 定的固溶强化，S还能够提高第1类回火脆性温度 800 区间，为细化钢的组织和改善钢的基本性能，还添 700 690℃ 加了适量的Ti20SMn3NiA钢的主要化学成分（质 600 量分数，%)为：C0.18~0.24Mn2.8~3.0Si 500 1.01.3,Ni1.01.3Ti0.020.08,S≤0.0045 400 M=330℃ ≤0.015其余为Fe 300H 20SMn3NA钢采用真空感应炉冶炼浇铸成锭， 200 十字锻造成材，锻后缓冷，锻材经680℃保温4h退 100叶硬度HV)489480 845042438s370350 火，在860℃保温30min正火处理，再经过不同热处 10 10210 10 时间s 理后，加工成中5mm标准短拉伸试样和10mm×10 图120sMn3NiA钢的CCT曲线 mm×55mm标准夏比V形缺口冲击试样，测试其力 Fig 1 CCT diagnm of 20SMn3NiA steel 学性能 不同淬火温度的拉伸和冲击试样毛坯分别加热 速率(V)很低，约为0.5℃·s,说明对一定尺寸的 到810840870900和930℃保温30min后油冷， 零件，20SMn3NA钢在很低的冷却速率下（如空 再经200℃回火保温120mim后空冷.不同回火温 冷)即能获得马氏体或马氏体十贝氏体的混合组 度的拉伸和冲击试样毛坯经900℃固溶40mn油淬 织，另一方面，由于锰和镍是强奥氏体形成元素，当 处理后，分别在180200230250,320,400,480 先共析铁素体转变时要在α和Y相间重新分配而 550600和650℃保温120mim回火空冷 转移到Y相，并建立局部平衡；这种情况仅在较高 由日产Fomastor Digital全自动相变记录仪测 转变温度下发生，而钢中镍在先共析铁素体转变时 定临界点和CCT曲线转变温度，用Leica VMHT 发生重新分配的温度要更高些，也就是说锰和镍在 3OM显微硬度计测量膨胀试样的显微维氏硬度；拉 Y相中扩散决定了先共析铁素体的转变，即转变的 伸实验在MTS810型试验机上进行，试样的标距为 速度是相当低的，因此在实验时间内并没有出现铁 25mm.拉伸应变速率为10-2。.冲击实验在B- 素体转变区域，珠光体转变区也受到极大抑制，并能 30B摆锤冲击弯曲试验机上依据GBT2291994 完全消失，且贝氏体转变区也被显著推迟 2.2显微组织 进行，采用夏比V形缺口试样。从拉伸试样上切取 分析表明，20SMn3NA钢经920℃加热淬火后 金相试样，经研磨、抛光和49%硝酸乙醇溶液浸蚀 得到的组织主要为板条马氏体，如图2所示，其中 显示金相组织.在Leica DMR型金相显微镜、JEM- 图2(a)与图2(b)的冷却速率分别为8℃，s和 2100F型透射电子显微镜(TEM、加速电压为200 2℃·s1,随着冷却速率的降低，淬火马氏体的板条 kV)上观察组织，在CAMBR DGE型扫描电镜 要粗一些，分布在马氏体板条之间的残余奥氏体四] (SEM)上观察冲击断口形貌. 在光学显微镜下无法观察到. 2实验结果及分析 图3(a)~(c)汾别为900℃淬火后200,320和 480℃回火时的组织.200℃回火时的板条马氏体 2.1CCT曲线 “遗传”了淬火板条马氏体的位向分布，说明 20sMm3NA钢在3min中内升温至920℃奥氏 20SMn3NA钢淬火后在200℃回火时，由于合金元 体化后，保温10mm然后在0.05~20℃·s以13 素的作用使回火中各种转变的温度区间提高，板条 种冷却速率分别将奥氏体化的试样冷却至室温，得 马氏体的分解还没有开始，因此其组织形貌与淬火 到的CCT曲线如图1所示，其中冷却曲线从左至右 态相差不大：在320℃回火时，由于回火温度增高， 冷却速率分别为2015864210.5,0.4,0.3 其组织隐约可见马氏体的板条结构；而在480℃回 0.20.1和0.05℃.s. 火时铁素体发生回复、再结晶，马氏体的板条形态消 由于钢中各种元素的综合作用，一方面， 失，再结晶的结果使铁素体长大，并形成狭长的多边 20SMn3NA钢的C曲线右移许多，其淬火临界冷却 形，组织明显得粗大第 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 Ｍｎ、Ｓｉ和 Ｎｉ合金元素均具有 较强的提高钢淬透性的能力；Ｎｉ可改善低温韧性 提高冲击韧性；Ｍｎ、Ｓｉ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 Ｔｉ．20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ钢的主要化学成分 （质 量分数％ ） 为：Ｃ0∙18～0∙24Ｍｎ2∙8～3∙0Ｓｉ 1∙0～1∙3Ｎｉ1∙0～1∙3Ｔｉ0∙02～0∙08Ｓ≤0∙0045 Ｐ≤0∙015其余为 Ｆｅ． 20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ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 680℃保温 4ｈ退 火在 860℃保温 30ｍｉｎ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 810840870900和 930℃保温 30ｍｉｎ后油冷 再经 200℃回火保温 120ｍｉｎ后空冷．不同回火温 度的拉伸和冲击试样毛坯经 900℃固溶 40ｍｉｎ油淬 处理后分别在 180200230250320400480 550600和 650℃保温 120ｍｉｎ回火空冷． 由日产 Ｆｏｒｍａｓｔｏｒ--Ｄｉｇｉｔａｌ全自动相变记录仪测 定临界点和 ＣＣＴ曲线转变温度用 ＬｅｉｃａＶＭＨＴ 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 —2 ｓ —1．冲击实验在 ＪＢ-- 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 ＬｅｉｃａＤＭＲ型金相显微镜、ＪＥＭ-- 2100Ｆ型透射电子显微镜 （ＴＥＭ、加速电压为 200 ｋＶ）上 观 察 组 织在 ＣＡＭＢＲＩＤＧＥ型 扫 描 电 镜 （ＳＥＭ）上观察冲击断口形貌． 2 实验结果及分析 2∙1 ＣＣＴ曲线 20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ钢在 3ｍｉｎ中内升温至 920℃奥氏 体化后保温 10ｍｉｎ然后在 0∙05～20℃·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 2015864210∙50∙40∙3 0∙20∙1和 0∙05℃·ｓ —1． 由于 钢 中 各 种 元 素 的 综 合 作 用一 方 面 20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ钢的 Ｃ曲线右移许多其淬火临界冷却 图 1 20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ钢的 ＣＣＴ曲线 Ｆｉｇ．1 ＣＣＴｄｉａｇｒａｍｏｆ20ＳｉＭｎ3ＮｉＡｓｔｅｅｌ 速率 （Ｖｃ）很低约为 0∙5℃·ｓ —1说明对一定尺寸的 零件20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ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 α和 γ相间重新分配而 转移到 γ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 γ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． 2∙2 显微组织 分析表明20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ钢经 920℃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 8℃·ｓ —1和 2℃·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 900℃淬火后 200320和 480℃回火时的组织．200℃回火时的板条马氏体 “遗传 ” 了 淬 火 板 条 马 氏 体 的 位 向 分 布说 明 20ＳｉＭｎ3ＮｉＡ钢淬火后在 200℃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 320℃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 480℃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·