浅谈工程材料用钢——35MnB

前言

35MnB钢由于具有良好的淬透性及热处理工艺性能，现已广泛应用于工程机械履带底盘件中，如支重轮轮体、履带链轨节、齿块等耐磨件。

一、 35MnB钢中主要元素的作用

因其产品恶劣的工作条件，要求必须以调质态使用。淬透性和淬硬性作为调质处理钢种的一项重要指标，通常通过对钢中的C、Si、Mn、B、Cr等元素(淬透性的主要影响因数严格控制来加以保证。

1.1 C含量的作用

钢中碳含量决定钢淬火后可达到的硬度，碳含量越高，淬火硬度越高，但易淬裂，塑性和冲击韧性降低。对于履带底盘这类重要的零件，为了减少碳含量波动对表面硬度和淬火层深的影响，需提出精选碳含量的要求，通常将碳含量的上下限控制在0.05%的范围内。

1.2 Si含量的作用

钢中的硅除了提高强度和淬透性以外，在炼钢时还能去除钢中的气体，起镇静作用。但随着Si含量增加，钢的塑性、韧性降低，易形成带状组织。

1.3 Mn含量的作用

35MnB钢主要合金元素Mn，能有效提高钢的淬透性，并且降低临界冷却速度，Mn在加热时在铁素体中形成固溶体，能提高钢的强度。Mn钢常用在淬硬层深度大于4mm的情况下，由于它降低了临界冷却速度，因此在冷却规范不太稳定的情况下，能得到更均匀的淬火硬度。

由下图可知,当钢中含Mn量1.10%时，钢的强度提高很多，塑性降低很少，韧性还有些提高，如图1和2所示：超过上述的量,若继续增加Mn含量，使淬透性提高、强度提高的同时，会使韧性急剧下降。

图1 合金元素对固溶强化的作用

图2 合金元素对铁素体冲击功影响

1.4 B含量的作用

在调质高强钢中，加入合金元素B可以提高淬透性，其作用机理是微量B固溶于高温奥氏体中，冷却过程中在奥氏体晶界偏聚，抑制晶界铁素体形核，从而提高钢的淬透性，尤其是使低冷速条件下的淬透性大大提高。但是，钢中的B属于活泼元素，易与N结合形成稳定的BN，这些BN在淬火温度下不溶解，奥氏体中固溶的有效B含量减少，降低了B对淬透性的提高作用。因此需要添加氮化物形成元素，固定N元素，保持B在奧氏体中的固溶量，从而提高淬透性。且有资料指出，当B含量超过30ppm时，材料塑性韧性会急剧下降。

合金元素V、Ti、Al、B是钢中的强氮化物形成元素，它们与N的结合能力由强到弱为TiN、BN、AlN、VN。在含B钢中添加元素,钢中的N将优先析出TiN或Ti(C,N)，析出开始温度一般高达1400℃以上，远远高出BN的析出开始温度。随着温度的降低，TiN中的固N比例会随之升高，从而极大地固定了钢中的N，阻止BN的形成，使奥氏体中有效的B固溶含量增加，达到提高淬透性的目的。

因此，需合理地控制钢中的TiN比使有效B含量增加，资料显示，TiN比的理想值为3.42，当比值小于3.42时，剩余N较多，BN析出增加，有效B含量将会大幅减少，钢材淬透性降低，脆性增加。考虑到TiN的危害性，钢中残余N含量须严格控制。

1.5 Cr含量的作用

Cr是强烈增加钢淬透性的元素，由于中碳铬钢的Cr元素可增长相变孕育期，使等温转变曲线向右移动；同时随着Cr含量的增加,珠光体转变向高温移动，贝氏体转变向低温移动。因此，钢中加入适量的铬，在淬火过程中，即使冷速较慢，在到达马氏体转变温度前，过冷奥氏体也不会产生珠光体转变和贝氏体转变，从而明显提高钢的淬透性文献。但Cr同时也显著促进镍、锰钢的回火脆性，因此，35MnB钢中严格控制Cr含量。

《微量Cr元素对35MnB履带链轨节钢淬透性的影响》指出，即使残余范围内Cr含量(Cr≤0.20%)的变化，对淬透性也具有较大的影响，特别是在Cr元素含量大于0.10%时，可以较大幅度的提高钢的淬硬性尤其是距离水冷端较远点的硬度值，如下图所示，在距水冷端1.5~20.0m的范围内，淬火硬度平均能提高2~3HRC；在距离水冷端大于20.0m时，硬度提高较多，约为6HRC。含Cr0.18%的35MnB钢比含Cr0.02%的钢，其可淬透圆棒直径约大20mm。

图3 Cr含量对淬透性的影响

且Cr由于能形成碳化物，因而需要提高加热温度和延长加热时间，对感应淬火有不利的一面。

二、 35MnB钢中TiN的危害

钢在炼钢过程中，因TiN熔点高钢水在浇铸凝固前即可液相析出TiN，即液析TiN，液析TiN颗粒一般2-10μm，形状多为方形、菱形、三角形（区别于BN，如图6），硬度极高(大于1000V)，如图4和5所示，任何加工都不能使之变形，也不能通过高温固溶，冲击功离散大。

图4 TiN光镜下观察

图5TiN电镜下观察

图6 BN电镜下观察

图7为1400℃、1450℃、1500℃时在液态铁中的溶度积曲线；由图可知，当凝固开始钢水温度为1500℃时，钢中含N量80ppm、Ti含量超过0.043%时将有液析TiN析出，钢中含N量40ppm、Ti含量超过0.086%时才会有液析析出。当枝晶间钢液最后凝固温度为1400℃时，钢中含N量80ppm、Ti含量超过0.012%时将有液析TiN析出，钢中N含量40ppm、Ti含量超过0.024%时才会有液析TiN析出。

图7 TiN溶度积曲线

因此，要完全避免液析TiN出现，必须合理调整钢中的Ti、N含量以抑制钢液开始凝固时液析TiN的析出，同时适当地增大连铸时冷却速度以抑制最后凝固的钢液中析出（加快冷速使之在动力学上没有足够的时间开始析出）。

根据TiN在液态铁中的溶度积计算，冶炼浇注时的最终凝固温度大约为包晶转变温度1495℃，这时TiN的平衡溶度积为0.00302，若N含量控制在80ppm，可得到在最终凝固温度下液态铁中可溶解的最大量为0.0413%，为了不产生液析TiN，化学成分设计Ti含量≤0.0413%。若氮含量控制在60ppm，可得到在最终凝固温度下液态铁中可溶解的最大T量为0.05%，为了不产生液析TiN，钢化学成分设计Ti含量≤0.05%：为了增加35MnB钢中的有效B含量，应将钢中N含量降至60ppm以下。

液析TiN超过6μm会大幅降低材料的疲劳寿命、大幅降低冲击韧性，大于6μm的液相析出TiN应判为Al₂O₃脆性夹杂，TiN与A1₂O₃、MgO·Al₂O₃、CaO·Al₂O₃等这样的硬脆的夹杂物在形变温度下不具备塑性，变形时极易与机体组织脱离，因而破坏了机体的连续性，严重时在不变形的夹杂物的边缘出现裂纹或空洞！在服役过程中，在交变应力作用下易产生应力集中，成为金属疲劳的发源地。

3、小结

良好的材料成分控制是保证材料性能的第一步，35MnB材料成分（熔炼成分w%）推荐：

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