本發(fā)明涉及鋼鐵技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種應(yīng)用于厚大截面的低碳馬氏體鑄鋼及其熱處理方法。

背景技術(shù)：

隨著國內(nèi)外工程機械日益朝高速化、大型化、專業(yè)化方向發(fā)展，具有厚大截面的鑄鋼構(gòu)件日益增多。如大型礦山開采、挖掘用斗齒座單體重量可超過1t，最大截面厚度超過300mm，連續(xù)使用壽命要求超過15d，可靠性要求極高，使用中不能發(fā)生破碎、斷裂等。受力分析表明整個斗齒座構(gòu)件位于工作部位前端，受力力臂長，兼受沖擊載荷，強韌性要求極高。一般心部抗拉強度要求大于1000MPa，V型缺口沖擊韌性AKv不小于20J，另外根據(jù)安裝需要還要求一定的焊接性。因此對相應(yīng)材質(zhì)的淬透性要求極高，整個厚大截面要盡可能淬透，以保證整體強度，而成分上則要求含碳量盡可能低，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(shè)計、制備提出了極高的要求，現(xiàn)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(gòu)件中心部位不能淬透。材料的Di可由實驗測定，根據(jù)大量實驗研究，科研人員總結(jié)出鋼鐵材料的淬透性與碳含量和合金含量的關(guān)系如下：Di＝DiC×2.21(Mn％)×1.40(Si％)×2.13(Cr％)×3.275(Mo％)×1.47(Ni％)，該表達(dá)式可以較準(zhǔn)確地判斷材料的淬透性，其中DiC值與碳含量和晶粒度有關(guān)。對鑄鋼而言，DiC大致分別為10(當(dāng)C％＝0.1％時)、12(當(dāng)C％＝0.15％時)、12.5(當(dāng)C％＝0.2％時)、14(當(dāng)C％＝0.25％時)或15.5(當(dāng)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?zhí)枮?01210550734.8(申請公布號為CN 103014529 A)的中國發(fā)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?zhí)枮?01510271380.7(申請公布號為CN 104988425 A)的中國發(fā)明專利公開了一種超高強度高韌性低碳馬氏體鑄鋼及其制備方法。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(yīng)用于具有厚大截面的工程構(gòu)件。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明所要解決的第一個技術(shù)問題是針對現(xiàn)有技術(shù)而提供一種抗拉強度強、臨界淬透直徑大的應(yīng)用于厚大截面的低碳馬氏體鑄鋼。

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

本發(fā)明解決上述第一個技術(shù)問題所采用的技術(shù)方案為：一種應(yīng)用于厚大截面的低碳馬氏體鑄鋼，其特征在于，按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計，其化學(xué)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％，F(xiàn)e余量。

鋼的淬透性因子DiC隨C含量的增加而增加，當(dāng)C含量超過0.25％后，雖然材料的淬透性、硬度提高，但沖擊韌性、可焊接性降低，生產(chǎn)中還易產(chǎn)生淬火裂紋，因此本發(fā)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(dǎo)致嚴(yán)重的組織偏析，因此為在不危害力學(xué)性能的前提下充分發(fā)揮了Cr元素的有益作用，本發(fā)明將Cr元素含量控制在1.0％～2.5％。

作為優(yōu)選，上述Mn和Si的含量滿足以下關(guān)系式：Mn％≥Si％+0.3％。Mn元素強烈增加淬透性，當(dāng)Mn含量超過3.0％以后將引起偏析和Mn脆，會影響產(chǎn)品的韌性，因此本申請優(yōu)選地將Mn含量限制在上述范圍中。此外，本發(fā)明中將Mn含量限制在上述范圍也能有效避免高Si含量引起鐵素體生成以及對產(chǎn)品韌性的影響。

作為優(yōu)選，上述Mo和V的含量滿足以下關(guān)系式：Mo％≥V％+0.03％，其中Mo 0.18％～0.38％，V 0.15％～0.35％。V起沉淀強化的作用，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(wěn)定性外還具有破壞晶界和馬氏體板條間碳化物膜(包括多余VC在內(nèi))的作用，有利于沖擊韌性，本發(fā)明將Mo和V的含量限定在上述關(guān)系式中，能使Mo、V二種元素相互配合充分發(fā)揮有益作用，極大提高了鋼的機械性能，特別是沖擊韌性。

作為優(yōu)選，所述低碳馬氏體鑄鋼的臨界淬透直徑為300mm～1000mm。

作為優(yōu)選，所述低碳馬氏體鑄鋼的拉伸強度超過1400Mpa，硬度超過44HRC，沖擊韌性達(dá)38J～65J。

本發(fā)明解決上述第二個技術(shù)問題所采用的技術(shù)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(xué)成分組成將各原料混料，經(jīng)常規(guī)熔煉、澆注制成初產(chǎn)品，然后對該初產(chǎn)品進行熱處理，其特征在于，所述熱處理工藝包括以下步驟：

(1)正火：將初產(chǎn)品由室溫加熱至1000℃～1050℃，然后根據(jù)厚度保溫1～5h，空冷至室溫；

(2)淬火：正火后，將其加熱至900℃～950℃，然后根據(jù)厚度保溫1～5h，水淬至室溫；

(3)回火：淬火后，將其再經(jīng)200℃～250℃回火，然后根據(jù)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(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的優(yōu)點在于：本發(fā)明通過各種成分的合理組配，通過優(yōu)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(xì)小、均布的VC沉淀，這些沉淀除增加基體強度外，還可以作為額外形核點，細(xì)化原奧氏體晶粒和其他相變產(chǎn)物，此外，VC沉淀取代部分滲碳體形成，能抑制粗大滲碳體的出現(xiàn)，具有抵抗“氫脆”的作用，本發(fā)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(fā)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(dá)1000mm，遠(yuǎn)高于同類低碳鑄鋼，并且其拉伸強度超過1400Mpa，硬度超過44HRC，沖擊韌性AKv超過38J，最高達(dá)到65J。

附圖說明

圖1為本發(fā)明實施例1中制備的低碳馬氏體鑄鋼的端淬實驗結(jié)果；

圖2為本發(fā)明實施例1中制備的低碳馬氏體鑄鋼的金相圖；

圖3為本發(fā)明實施例1中制備的低碳馬氏體鑄鋼的掃描電鏡圖；

圖4為本發(fā)明實施例2中制備的低碳馬氏體鑄鋼的金相圖；

圖5為本發(fā)明實施例2中制備的低碳馬氏體鑄鋼的掃描電鏡圖；

圖6為本發(fā)明中的低碳馬氏體鑄鋼的Mo、V含量與其沖擊韌性之間的關(guān)系圖。

具體實施方式

以下結(jié)合附圖實施例對本發(fā)明作進一步詳細(xì)描述。

本發(fā)明中的低碳馬氏體鑄鋼，按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計，其化學(xué)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％，F(xiàn)e余量。進一步，優(yōu)選地，上述Mn和Si的含量滿足以下關(guān)系式：Mn％≥Si％+0.3％；上述Mo和V的含量滿足以下關(guān)系式：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(xué)成分組成以及臨界淬透直徑如表1所述。

按上述化學(xué)成分成將各原料混料，經(jīng)常規(guī)工藝熔煉、澆注制成初產(chǎn)品，然后對該初產(chǎn)品進行熱處理，該熱處理工藝包括以下步驟：

(1)正火：將初產(chǎn)品由室溫加熱至1000℃～1050℃，然后根據(jù)厚度保溫1～5h，空冷至室溫；

(2)淬火：正火后，將其加熱至900℃～950℃，然后根據(jù)厚度保溫1～5h，水淬至室溫；

(3)回火：淬火后，將其再經(jīng)200℃～250℃回火，然后根據(jù)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(shù)以及各試驗例制備的產(chǎn)品的機械性能如表2所述。

由表1可見，本發(fā)明所制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(dá)1000mm，遠(yuǎn)高于同類低碳鑄鋼。

本發(fā)明的低碳馬氏體鑄鋼的高淬透性與Si，Mn，Cr含量有關(guān)，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(dá)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(jié)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(yuǎn)不及本發(fā)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(shù)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(xué)性能為：抗拉強度1439MPa，延伸率5.6％，硬度44HRC，沖擊韌性AKv最高達(dá)到了65J。然而，實施例2的抗拉強度僅為1224MPa，沖擊韌性僅為34J，雖然實施例2尚可應(yīng)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中制備的鋼的沖擊韌性分別相對于實施例3、4、5中制備的鋼大為下降。上述實施例2、對比例1、2、3中制備的鋼機械性能的下降與鋼中出現(xiàn)鐵素體有關(guān)，根據(jù)前述相變動力學(xué)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(zhuǎn)變。進一步研究可達(dá)，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(xiàn)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(dāng)抗拉強度大致相同時，Cr-Ni-Mo鋼和Cr-Mo鋼的沖擊韌性整體優(yōu)于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(shù)據(jù)可得，實施例1～8中除均添加了V元素外，其化學(xué)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沖擊韌性都非常高，缺口沖擊韌性AKv均大于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(fā)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余VC在內(nèi)的碳化物膜。實施例9和11中未添加V，不能發(fā)揮V的多種有益作用，沖擊韌性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的沉淀強化作用過于突出，已形成碳化物膜，最終影響到?jīng)_擊韌性，實驗結(jié)果AKv≤33J。

圖6為本發(fā)明中的低碳馬氏體鑄鋼的Mo、V含量與其沖擊韌性之間的關(guān)系圖，圖6中以圓環(huán)大小代表沖擊韌性的高低。由圖6可見，沖擊韌性超過38J的鑄鋼成分均集中在Mo％≥0.18％，V≥0.15％且Mo％≥V％+0.03％的A區(qū)，可見合理添加V可以大幅提高沖擊韌性。B區(qū)的試驗點較少，沖擊韌性在20～35J之間，不及A區(qū)，可見僅添加Mo不加V或V添加量過低對沖擊韌性的提高有限。圖中A、B區(qū)以外區(qū)域的沖擊韌性實驗值均小于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(shù)據(jù)表明要使鋼材具有優(yōu)異的沖擊韌性，最優(yōu)的化學(xué)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(fā)明的優(yōu)選及備選實施例，對本發(fā)明而言僅是說明性的，而非限制性的；在本發(fā)明權(quán)利要求所限定的精神和范圍內(nèi)對其進行的改變、修改、甚至等效變更等，都將落入本發(fā)明的保護范圍內(nèi)。

表1 各試驗例的化學(xué)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