改善中碳Cr-Mn-Si钢淬透性的合金化研究
张显武，丁雅莉，杨卓越，高 齐，王胜民
(1. 昆明理工大学 材料科学与工程学院，云南 昆明 650093；
2. 钢铁研究总院有限公司 特殊钢研究院，北京 100081)
合金元素对低合金结构钢淬透性的影响是多年来重点关注的研究领域，目前已有研究建立了Mn、Cr、Ni和Mo等合金元素与理想临界直径DI(轴线中心获得50%马氏体)之间的定量关系[1-3]，在0.1～0.7C、0.50～1.65Mn、0.15～0.60Si、≤1.35Cr、≤1.50Ni和≤0.55Mo(质量分数，%)的范围内根据钢的化学成分计算和评估的理想临界直径相对准确，计算和评估方法已纳入SAE J406—2009《钢的淬透性测定方法》[4]等标准。然而，用上述特定范围内回归分析的定量关系计算一些合金体系的理想临界直径DI不够准确，尤其是多元合金体系改善淬透性涉及到合金元素的复合作用[5-6]，因此试验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低合金结构钢的基础上，用传统的末端淬火方法研究了分别添加Mo、Mo+B和Mo+Ni对淬透性的影响，为提高Cr-Mn-Si系列钢种淬透性提供优选的合金化方向。
试验钢的碳含量符合30CrMnSi钢的规范，Cr、Mn和Si符合35CrMnSi钢的规范[7-8]，在此基础上分别添加少量(或微量)Mo、Mo+B和Mo+Ni，分别形成Cr-Mn-Si-Mo、Cr-Mn-Si-Mo-B和Cr-Mn-Si-Mo-Ni 3个合金体系，经实验室真空感应炉冶炼成25 kg钢锭，最终的化学成分及残Al和有害元素S、P、O、N含量见表1。钢锭经1200 ℃保温后锻造成截面40 mm×40 mm的方棒，从方棒上切取100 mm长的坯料，经920 ℃×1 h正火后按GB/T 225—2006《钢 淬透性的末端淬火试验方法(Jominy试验)》加工出φ25 mm×100 mm末端淬火试样，经900 ℃×30 min加热后进行末端喷水冷却10 min以上，随后在端淬试样上磨出平行平面，从水冷端开始至95 mm的长度上测试洛氏硬度，两个平行平面等同位置的硬度平均值绘制成端淬曲线。
表1 试验钢的化学成分(质量分数，%)
2.1 端淬试样的硬度分布
图1为按照GB/T 225—2006的方法测定的末端淬火硬度分布(端淬曲线)。可以看出，4种试验钢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显著影响硬度的分布，Cr-Mn-Si、Cr-Mn-Si-Mo、Cr-Mn-Si-Mo-B和Cr-Mn-Si-Mo-Ni钢的硬度分别在距淬火端11、13、15和15 mm的位置开始快速下降，分别在距淬火端20、25、30和35 mm的位置下降至45 HRC，这可归因为Mo和B强烈改善淬透性。显然，Cr-Mn-Si-Mo-Ni钢的淬透性最佳，其淬透性优于Cr-Mn-Si-Mo-B钢，即Cr-Mn-Si-Mo基础上添加0.27%Ni时改善淬透性的效果优于添加B。虽然B改善淬透性最有效，但随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，尽管Ni单独改善淬透性的作用很弱[1-4]，但Mo、Ni复合添加的钢淬透性更具优势，这可归因为Ni和Mo的复合作用强烈改善淬透性[5-6]。
图1 试验钢端淬试样硬度分布Fig.1 Hardness distributions of end quenched specimens of the tested steels
由图1可见，4种试验钢从淬火端开始的一定长度范围内维持高硬度，然后快速下降，在50～60 mm范围内开始稳定在空冷端的水平，Cr-Mn-Si、Cr-Mn-Si-Mo、Cr-Mn-Si-Mo-B、Cr-Mn-Si-Mo-Ni钢分别降至36.7、38.5、38.9和40.0 HRC附近。可以看出，分别添加Mo、Mo+B和Mo+Ni使空冷端的硬度依次上升，与改善淬火端淬透性的结果一致。根据SAE J406—2009，按Cr-Mn-Si钢基准化学成分计算的理想临界直径(50%马氏体，35 HRC)DI≈108.6 mm，但Cr-Mn-Si钢端淬试样的长度仅100 mm，其空冷端的硬度高于35 HRC，因此无法从端淬曲线获得对应的理想临界直径DI，添加Mo、Mo+B和Mo+Ni后端淬试样的空冷端硬度更高，更无法从端淬曲线获得对应的理想临界直径DI，这可归因为端面喷水和空气介质联合冷却使相变产物复杂化。
2.2 端淬试样微观组织与淬透性的相关性
根据端淬曲线，选取4种试验钢空冷端(硬度降至稳定水平位置)、水冷端(硬度开始快速下降位置)和硬度降至45 HRC位置进行显微组织分析，如图2所示。可以看出，在空冷端(距水冷端60 mm处)，Cr-Mn-Si 钢形成少量先共析铁素体后再形成粒状贝氏体(见图2(a))，而添加Mo、Mo+B和Mo+Ni的钢空冷端未观察到先共析铁素体，主要组织为粒状贝氏体(见图2(b))，即添加Mo、B和Ni抑制先共析铁素体形成。在水冷端，Cr-Mn-Si钢端淬试样在距水冷端10 mm 以内为马氏体组织(见图2(c))，而分别添加Mo、Mo+B和Mo+Ni时可在距水冷端更大的距离内获得马氏体组织(见图2(d))，因此硬度开始下降的位置距水冷端更远。在硬度快速下降区域，4种试验钢的组织均为马氏体与粒状贝氏体复合组织，更多的马氏体分布在富含合金元素的偏析带上(见图2(e，f))。然而，添加Mo、Mo+B、Mo+Ni时，距水冷端距离相同位置的马氏体比例依次增大，而在硬度水平相同(45 HRC) 位置处具有几乎相同的马氏体+粒状贝氏体组织，对应的距水冷端距离依次增加，因此添加Mo、Mo+B、Mo+Ni抑制粒状贝氏体相变，增大马氏体的形成能力，改善淬透性。
图2 试验钢端淬试样空冷端(a, b)、水冷端(c, d)和硬度为45 HRC位置(e, f)的显微组织(a)Cr-Mn-Si钢，距水冷端60 mm；
(b)Cr-Mn-Si-Mo-B钢，距水冷端60 mm；
(c)Cr-Mn-Si钢，距水冷端10 mm；
(d)Cr-Mn-Si-Mo-Ni钢，距水冷端15 mm；
(e)Cr-Mn-Si钢，距水冷端20 mm；
(f)Cr-Mn-Si-Mo-Ni钢，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
综上所述，Cr-Mn-Si钢中添加Mo+B或Mo+Ni时淬透性的改善更显著。然而，添加微量B对改善淬透性的影响关系极其复杂，即锻后退火形成Fe23(C,B)6，以及冶炼残留的Al与N影响BN的形成，均使改善淬透性的有效B含量存在不确定性[9-11]。另一方面，Cr-Mn-Si 钢添加Mo+Ni改善淬透性的效果优于添加Mo+B，而且冶炼残留的Al和N等不影响添加Mo+Ni改善淬透性的效果，因此添加Mo+Ni成为改善Cr-Mn-Si 系列钢淬透性的优选合金化方向。
1) 中碳Cr-Mn-Si钢粒状贝氏体相变倾向较大，从试验所得端淬曲线上无法获得符合SAE J406—2009《钢的淬透性测定方法》中的理想临界直径(DI)等定量淬透性信息，但仍然可以用末端淬火法对比研究添加Mo、B和Ni抑制粒状贝氏体相变，改善淬透性的效果。
2) 端淬曲线硬度与微观组织的对应关系表明，分别添加Mo、Mo+B和Mo+Ni时粒状贝氏体相变倾向依次降低，马氏体形成能力增大，从而改善淬透性。
3) Mo+Ni复合添加改善淬透性的作用比添加Mo+B更具优势，是改善Cr-Mn-Si钢淬透性的优选合金化方向。
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