高锰钢强化研究综述

高锰钢强化研究综述
高锰钢作为一种抗冲击耐磨材料广泛应用于冶金矿山、煤炭、电力等行业。

高锰钢是一种延性耐磨材料，冲击韧性很高，室温下高达a ku276.6。

“屈强比”较低，R el334～409MPa，Rm607～980MPa,有很强的应变硬化能力。

但在未充分硬化前，其耐磨性能并不高。

影响其磨损能力的因素主要是应变硬化能力和机械强度。

简单的说硬化性能好和机械强度两个因素保证表层硬度高而内层金属韧性，塑形好，类似调质钢，具有良好的综合力学性能。

应变硬化又叫加工硬化或形变强化，是材料重要的力学行为之一。

金属对塑形变形的抗力是随变形量的增加而增加的。

流变应力随应变的增加而增加的现象就是应变硬化。

塑形变形会使金属的强度性能（屈服极限、硬度、强度极限、弹性模量）等提高，而塑形性能降低。

加工硬化性能好有利于耐磨性的提高，体现在如下三个方面：硬化层表面硬度高，硬度提高快；有利于提高硬化层厚度；有利于提高屈服强度（Rel）和抗拉强度(Rm)。

硬化层表面的硬度提高和Rm、Rel 等力学性能的提高将直接促进耐磨性的提高。

应变硬化指数n是指因塑性变形引起的硬度和强度增加的度量。

n值的物理含义是材料均匀变形的能力。

n值大材料不易进入分散失稳，材料应变强化的能力强（即把变形从大应力处向小应力处转移的能力），n值隐含的物理意义是整个变形区域上应变分布的均匀性。

高锰钢加工硬化理论有孪晶硬化，位错硬化，Fe-Mn-C原子团硬化，马氏体硬化等。

将在后文结合强化理论阐述。

提高机械强度冲击韧性提高，抗冲击性能提高，在强烈冲击载荷下不会断裂。

另外疲劳强度（σ-1）提高，抗疲劳剥落能力提高，这促进高锰钢产品的寿命。

各种提高锰钢耐磨性研究工作开展的基础就是在提高某一性能的同时，最好亦能提高另一性能，但至少不损害或降低另一性能。

但是有学者根据使用工况不同，做了不同方向的研究。

如非强烈冲击载荷工况下的中锰钢，降低锰、碳含量，使奥氏体稳定性降低，而使加工硬化性能提高，但机械强度的不可避免降低。

在强烈冲击载荷情况下普通高锰钢已不能满足使用要求，进而开发出的超高锰钢，其锰含量提高到18%，使其冲击性能提高。

很多学者和企业科研人员研究加入合金元素来固溶强化或加入变质剂细晶强化，或者通过热处理得到的沉淀强化，目的是提高高锰钢的形变硬化能力和机械强度，进而提高耐磨性能。

本文就从后面几种强化机制来展开论述，对中锰钢不再赘述。

一、固溶强化（提高机械性能）
高锰钢化学成分中碳含量0.9%～1.5%、锰含量10%～15%，两种元素的配
比Mn/C比值约为8.5～10，保证形成单一奥氏体组织。

如果C、Mn含量过低，固溶处理后将会出现部分马氏体组织，组织会变脆。

提高C含量，固溶强化作用增加，奥氏体锰钢的强度和硬度提高，耐磨性提高，但塑性和韧性下降。

塑形和韧性下降的原因是钢中C含量超过1.3%，铸态组织会出现连续网状碳化物，造成晶界被脆性相包围，失去塑、韧性。

另外由于碳化物和奥氏体比容上的差异，碳化物溶于奥氏体后引起超显微疏松，组织不致密也会使韧性降低。

其次碳原子固溶与奥氏体中，形成间隙式固溶体，会在位错周围压应力区富集形成柯氏气团，阻碍位错运动，在力学性能上表现为强度增加，塑形韧性下降。

奥氏体是面心立方组织，常见合金元素中Mn、Ni、Al是面心立方晶体结构（FCC），加入后会扩大奥氏体区，稳定奥氏体组织。

Fe原子半径为1.27Å ，Mn原子半径1.29 Å，固溶强化作用效果较大。

加入提高合金的固溶度和冲击性能，但对耐磨性能影响不明显。

锰是过热敏感性元素，能促进奥氏体枝晶生长，使液态金属趋于糊状凝固，过热则导致晶粒粗大，导致韧性下降。

Cr为体心立方（BCC）晶体结构，原子半径为1.28Å，可以形成连续固溶体。

若固溶于奥氏体后能提高钢的屈服强度，形成碳化物则会使冲击韧性降低。

但Cr对奥氏体的稳定性影响存在争议。

加入的Cr以碳化物形式存在，因降低奥氏体的C含量而降低其稳定性，促进加工硬化；若以固溶态存在，因增加奥氏体的合金化程度而增加奥氏体的稳定性。

Mn、Cr都是弱碳化物形成元素，且都是晶界网状碳化物形成元素，两者相比，Cr更易形成碳化物。

高锰钢加入1%～3% Cr,只能形成（Fe,Cr）3C型复合碳化物，比（Fe,Mn）3C稳定，须在更高温度下分解，奥氏体化温度要提高；原子扩散能力减弱，均匀化时间长，保温时间也要增加。

Ni的晶体结构为FCC，扩大γ相区元素。

加入镍能增加奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性，其作用远远大于锰的效果。

在C含量0.9%，加入3%的Ni，即使空冷也可以得到单一的奥氏体。

原子半径为1.25 Å，少量镍的固溶强化作用不明显。

另外镍为非碳化物形成元素。

高锰奥氏体钢形变时易产生堆垛层错。

有学者认为锰、铬能降低层错能，使位错宽度变小，易形成孪晶进而导致位错运动阻力增加，使金属基体强化程度提高。

二、细晶强化
强化效果有时是一种强化或几种强化方式综合作用的结果。

在所有的强化方法中，只有细晶强化能同时提高金属的强度和韧塑性。

很多科研人员通过加入变
质剂来细化晶粒，提高高锰钢综合性能。

Hall-Petch公式公式说明了晶粒细化对屈服强度和硬度的影响。

σy =σi+K y d－1/2………………………………(1-1)
H V =H i+K y d－1/2………………………………(1-2)
σy——屈服强度
H V——显微硬度
σi——位错在晶体中运动的点阵摩擦阻力，包含派纳力
K y——反映位错被溶质原子或第二相钉扎运动的难易程度的参量
d——晶粒直径
两个式子表达意思一样。

晶粒细化，晶粒直径d减小，则屈服强度σy或显微硬度H v都将提高。

细化晶粒能使位错密度增加，而高锰钢的加工硬化的基础就是位错密度增加，促使加工硬化能力提高。

加入合金元素或者其他变质剂所形成的第二相只要合理则为强化相，不合理则为脆性相。

比如碳化物在晶界呈连续网状分布，针状，大颗粒状则为脆性相。

若碳化物以细颗粒状，弥散分布于晶内则为强化相。

很多研究人员通过加入强碳化物元素Mo、Nb、V、Ti来达到细化晶粒目的，同时形成的碳化物增强相可以增加基体的硬度和耐磨性。

钢中碳化物形成能力和d层电子有关，d层电子越少，碳化物形成能力越强。

Ti、Zr、Nb、V、W、Mo、Cr、Mn皆为碳化物形成元素，与碳的亲和力由强到弱。

除Cr、Mn外，其余皆为强碳化物形成元素。

W、Mo、Cr、Mn元素可以置换Fe3C的Fe原子形成（Fe,Me）3C型合金渗碳体，也可以与C形成Cr23C6、M3C等复杂结构的特殊碳化物。

Ti、Zr、V元素与C形成的TiC、VC简单结构碳化物。

强碳化物元素形成的碳化物细小，难溶，熔点高，可以作为形核核心，另外固溶处理时不能完全溶于奥氏体中，在晶界存在，阻碍晶界扩散，抑制晶界移动，阻碍固溶处理时晶粒粗化倾向。

同时碳化物弥散分布于晶内，本身硬度很高，可以大大提高金属的硬度和耐磨性。

表1不同碳化物物理参数
碳化物熔点℃硬度Hv 碳化物熔点℃硬度Hv
TiC 3140 3200 NbC 3730 2400
ZrC 3530 2600 Cr7C3 1900 1500
VC 3100 2800 Mo2C 2690 1700
WC 2870 2400 B4C 2720 3700
含Mo碳化物在奥氏体晶界形核困难，生长速度缓慢。

含Mo高锰钢铸态组织中不出现晶界连续网状碳化物，晶界碳化物数量也比普通高锰钢少，枝晶间碳化物较多。

Mo加入高锰钢减少碳化物数量，改善了碳化物分布(消除晶间连续网状)和形状（含Mo碳化物呈块状和颗粒状），这对高锰钢十分有利。

Cr和Mo都是VIB副族元素，其d层电子在一定条件下产生某种形式的交换，减少了d层电子的不饱和状态，从而削弱了对碳的亲和力，减少了碳化物形成倾向。

前面提到Mn、Cr是过热敏感性元素，但Mo不是，在相同的热处理工艺条件下，得到的晶粒较细，另外可以延缓固溶处理后，在再加热时碳化物从奥氏体中析出。

在时效温度不高于到400℃时，可以促进碳化物在奥氏体上沉淀析出，但又不降低高锰钢的韧性，促使高锰钢沉淀强化。

从表1中可以看出TiC 是硬度最高的金属碳化物，熔点也高，十分稳定。

高锰钢中氮含量高于普通的铁素体—珠光体类型。

Ti的加入能形成TiN，也属面心立方晶系，熔点2950℃，也可以作为结晶核心。

过量的Ti加入，会形成多变型碳化物，会割裂基体。

所以一般加入量为0.1%～0.3%。

V是提高高锰钢屈服强度最显著的合金元素。

在钢中的加入量一般在0.5%左右。

另外钒碳化合物中C含量高，降低奥氏体中碳浓度，使奥氏体稳定性降低，加工硬化能力提高。

含V、Ti的硬化表面硬度可达到HV550（HB505），而不含V、Ti的只有HV490～500。

Nb和V同属VB族元素，在钢中作用同V、Ti相似。

在钢中以碳化物Nb4C3形式存在。

铬和铌综合加入效果更好，可以使高锰钢屈服强度大幅提高，在冲击载荷下，高的屈服强度有利于加工硬化。

加入量为Cr1.8%～2.5%，Nb含量0.08～0.12%。

稀土改善一次结晶，优化高锰钢组织。

由于稀土原子半径较大（La为1.86 Å，Ce为1.81 Å）不能形成固溶体，只能存在于空穴中，吸附于晶界。

降低界面能，使碳化物在晶界形核困难，另外阻碍原子姐晶界空穴进行跃迁式扩散，阻碍碳化物沿晶界长大。

所以稀土加入后能减少铸态晶界碳化物的数量，抑制碳化物在晶界形成连续网状，减少针状碳化物在晶内出现。

稀土元素也是强碳化物形成元素，形成的碳化物熔点也很高。

所以也可以细化晶粒，促进位错密度提高，加快加工硬化速度，使耐磨性提高。

稀土加入可以降低层错能，能充分诱发马氏体相变，并且形成的马氏体并非六方马氏体而是高硬度的立方马氏体，使耐磨性大幅度提高。

稀土加入改善高猛钢的诸多性能尤其是耐磨性关键是加入的品种和加入量。

La公认最好，加入量为0.3%。

另外稀土可以净化钢液，改善高锰钢的冶金质量。

高锰钢热裂主要是MnO 在晶界偏聚，降低了晶界的高温强度和塑形。

稀土可以与氧、硫等元素形成非金属夹杂，可以作为结晶时的异质晶核，能有效防止热裂。

另有在钢中加入氮元素的，也能细化晶粒。

氮元素吸附于枝晶表面，阻碍铁碳原子以及锰原子的扩散，提高枝晶一次臂周围的成分过冷度，使二次枝晶臂数量增多，从而缩短了二次枝晶间距，提高了机械强度。

另外也有加入B4C的，使高锰钢的初始硬度达到HRC45～65。

三、沉淀强化（热处理）
沉淀强化是过饱和固溶体（Supersatuated solid solution）在温度下降或者在长时间保温过程中（时效）发生脱溶分解。

细小的沉淀物分散于基体中，阻碍位错运动而产生强化。

第二相粒子参与变形，与母相有共格关系（键和作用cohension），位错切过第二相。

析出强化相多为亚稳相（metastable）,在中间温度（intermediated temperature）比弥散强化的效果好。

但析出相是亚稳态的，在高温下溶解导致材料强度会迅速下降。

弥散强化是外加质点，一般是加入难溶的氧化物作为增强相，增强相与基体非共格关系(incohension)，不参与变形，位错只能绕过。

在高温（elevated temperature）的效果是析出强化不能相比的。

高猛钢热处理主要有两种：单一固溶处理（水韧处理）和固溶加时效处理。

时效处理主要是碳化物在奥氏体基体上沉淀析出，进而得到强化。

上述加入的强碳化物元素的加入都可以进行时效强化（沉淀强化或析出强化）。

高锰钢在450℃左右析出针状碳化物，在500℃数量明显增加，在550℃达到最大值，在600℃针状碳化物变短，变粗。

在700℃铸态碳化物开始溶入奥氏体，800℃晶内碳化物已经大部分消失。

而加入合金元素的高锰钢，Ti、Nb、V、
Mo与C结合能力强，形成的碳化物不易分解，溶解，扩散。

尤其是TiC，即使加热到1200℃也不能全部溶解。

所以合金高锰钢的固溶温度提高30～50℃，即1100～1150℃。

温度太高则奥氏体晶粒粗大，出现过热组织。

沉淀强化的原则是先固溶处理，消除铸态组织，使铸态组织中的各种碳化物（如晶界网状碳化物，块状碳化物，针状碳化物）及共析组织，全部溶解，得到单一的奥氏体固溶体。

然后时效处理，奥氏体中碳脱溶析出的碳化物和共析组织中的碳化物分散度较高，在升温和保温过程中会发生粒状化的过程。

超高锰钢的热处理方法有以下四种：
1)第一阶段消除铸态组织的固溶处理。

第二阶段在600℃左右保温，脱溶，
奥氏体分解。

第三阶段奥氏体化，高温水淬。

2)将铸态高锰钢先在900～950℃固溶，随炉冷却到150℃左右。

随炉冷却
过程，碳脱溶析出，通过共析温度范围时，奥氏体分解。

这时有碳脱溶
析出的碳化物和共析组织中的碳化物。

然后升温至1000左右水淬。

碳化
物在第二阶段被保存下来。

这个适用于加Ti、V、Nb的合金高锰钢。

3)将铸态高锰钢加热到600～650℃保温较长时间，然后加热到1080～
1100℃。

和常规水韧处理类似，但在低温阶段时间长，在600～650℃析
出碳化物和共析分解。

4)根据高锰钢奥氏体等温转变曲线，只要加热温度不过高，保温时间不过
长，就可以使奥氏体析出碳化物而又不使其分解。

但含Mo高锰钢碳化物
析出较慢。

总结：
合金高锰钢中一般加入2%Mo,0.2%Ti,0.5%V,0.08～0.12%Nb,0.3Re即可以达到细晶强化，同时生成的碳化物弥散分布于晶内，提高硬度。

同时提高金属的机械强度和应变硬化能力。

并且合金高锰钢可以通过时效强化来提高机械强度，进而提高耐磨性能。