雷 勇，許曉嫦，李 良，張 奇，趙鳳曉，徐浩浩

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙410083)

鑄鋼件具有優(yōu)良的力學(xué)性能和物理化學(xué)性能，廣泛應(yīng)用于運(yùn)輸、礦山、石油等行業(yè)[1]。為滿(mǎn)足鑄鋼材料在重載、低溫等惡劣環(huán)境下的使用要求，在保證強(qiáng)度的同時(shí)，還要求具有良好的低溫沖擊韌性和焊接性能等[2?4]。傳統(tǒng)的鑄鋼材料，其設(shè)計(jì)成分都有較高的碳含量(w(C)為0.15%～0.60%)[1]，既能改善鋼的鑄造性能，又能提高鋼的強(qiáng)度與硬度，但由此而產(chǎn)生塑韌性差、焊接困難等問(wèn)題。提高鑄造合金的韌性最常用的方法是降碳、添加合金元素[5]和熱變形[6]。但降碳和添加合金元素都會(huì)增加合金的生產(chǎn)成本，而且低碳含量的合金熔鑄困難；熱變形增加了繁雜的生產(chǎn)工藝和能耗，且不適于生產(chǎn)復(fù)雜形狀與厚大型的鑄鋼[7?8]。

20世紀(jì)末以來(lái)，低成本、高強(qiáng)度、高塑韌性并兼具良好焊接性的低合金鑄鋼引起了研究人員的關(guān)注[3,9]。其優(yōu)良的特性決定其廣闊的應(yīng)用前景，同時(shí)，熔鑄技術(shù)進(jìn)步為這類(lèi)鑄鋼的生產(chǎn)提供了技術(shù)基礎(chǔ)和發(fā)展契機(jī)[10]。國(guó)內(nèi)外對(duì)鍛造(軋制)低合金鋼的研究較成熟[11]，而對(duì)低合金高強(qiáng)鑄鋼研究較少。鑄鋼成分一定時(shí)，組織與性能的控制依賴(lài)于熱處理工藝，且無(wú)變形加工過(guò)程，其組織和性能與鍛(軋)鋼有較大的差別[12]，所以很有必要對(duì)低合金高強(qiáng)度鑄鋼進(jìn)行研究。本文作者設(shè)計(jì)1種低碳(含0.11%C)，含Ni、Mo的低合金鑄鋼，重點(diǎn)研究實(shí)驗(yàn)鑄鋼在正火+回火處理后的組織與性能。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 鑄鋼的成分設(shè)計(jì)

為節(jié)約貴重合金元素，又使鑄鋼具有較高的室溫綜合力學(xué)性能、良好的低溫沖擊韌性和焊接性能，實(shí)驗(yàn)鑄鋼的設(shè)計(jì)原則為較低的C、Si含量，以保證足夠的低溫沖擊韌性和焊接性；添加適量的合金元素，以彌補(bǔ)碳含量的缺失而導(dǎo)致強(qiáng)/硬度降低；嚴(yán)格控制S、P等雜質(zhì)元素的含量，因?yàn)檫^(guò)量雜質(zhì)元素會(huì)顯著惡化鋼的塑韌性。

元素C可顯著提高鋼的強(qiáng)硬度，降低塑韌性和焊接性，將C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制為0.08～0.12%。Si含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))控制在0.10%～0.50%范圍內(nèi)，既起到提高淬透性和強(qiáng)度的作用，又不會(huì)惡化鋼的韌性[2]。Ni、Mn元素可以固溶到基體中，起到強(qiáng)化韌化作用，顯著提高鋼的淬透性和低溫沖擊韌性[4]；鋼中適當(dāng)添加元素Cr具有強(qiáng)化基體、細(xì)化晶粒及提高淬透性的作用[8]，但Cr含量過(guò)高會(huì)導(dǎo)致鋼的韌性降低[13]；添加Mo主 要是為了提高淬透性、促進(jìn)強(qiáng)碳化物的形成，少量Mo元素的加入可以強(qiáng)化基體、細(xì)化晶粒，改善韌性[14]；添加少量微合金化元素V，能形成V(C，N)析出相，顯著強(qiáng)化基體、細(xì)化晶粒。考慮到材料的性能和成本，控制Mn元素的加入量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為0.20%～0.50%，Ni、Cr、Mo、V元素總量控制在1.45%～2.55%范圍。為降低雜質(zhì)元素對(duì)鋼性能的惡化，S、P總量控制在0.04%以下。實(shí)驗(yàn)鑄鋼的成分設(shè)計(jì)列于表1，經(jīng)理論計(jì)算[15]，其碳當(dāng)量(碳當(dāng)量是指把鋼中合金元素的含量按其對(duì)焊接性能的作用換算成碳的相當(dāng)含量)CE=0.46%，裂紋敏感系數(shù)PCM=0.23%?？梢?jiàn)，該鑄鋼具有較低的CE和PCM值，在理論上具有優(yōu)良的焊接性能。

表1 實(shí)驗(yàn)鑄鋼的設(shè)計(jì)成分Table 1 Compositions of testing cast steel(mass fraction,%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

在容量為30 kg的感應(yīng)電弧爐中，采用電爐+氬氧脫碳雙聯(lián)冶煉工藝熔化鋼水。為嚴(yán)格控制鋼中C、S、P及其他雜質(zhì)元素的含量，采用工業(yè)純鐵、鐵錳、鐵硅中間合金、電解鎳等為原料。按表1所列設(shè)計(jì)成分配料，爐料熔化后，用鋼模澆鑄成尺寸為30 mm×150 mm×350 mm的試塊。根據(jù)拉伸、沖擊試驗(yàn)的國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)，將鋼錠試塊加工成標(biāo)準(zhǔn)圓棒拉伸試樣(d5 mm×60 mm)和U型缺口沖擊試樣(10 mm×10 mm×55 mm，缺口深度為2 mm)。

實(shí)驗(yàn)鑄鋼的熱處理采用正火+高溫回火的簡(jiǎn)單工藝。將試樣放入充有氮?dú)獾南涫诫娮锠t中，加熱到880℃保溫1 h，空冷到室溫，然后在520～650℃范圍內(nèi)回火，保溫1.5 h，空冷到室溫。

利用NEOPHOT-21光學(xué)顯微鏡、JEM-2100F透射電鏡及Quanta-200掃描電鏡對(duì)實(shí)驗(yàn)鑄鋼的顯微組織和斷口形貌進(jìn)行觀察和分析。用于顯微觀察的試樣都采用4%硝酸酒精腐蝕；采用碳復(fù)型制取薄膜，銅網(wǎng)撈取晾干，用于透射電鏡觀察。在萬(wàn)能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為2 mm/min；采用HBE-3000布氏硬度試驗(yàn)機(jī)測(cè)定試樣的硬度，加載力為7 350 N；利用量程為300 J的TD400C沖擊實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫和低溫(?40℃，液氮+乙醇)條件下的沖擊試驗(yàn)。所有實(shí)驗(yàn)結(jié)果均為3個(gè)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 實(shí)驗(yàn)鑄鋼的顯微組織

圖1(a)所示為實(shí)驗(yàn)鑄鋼鑄態(tài)的顯微組織。可見(jiàn)鑄態(tài)組織為典型亞共析組織—鐵素體(F)+珠光體(P)。鑄鋼的碳含量為0.08%～0.12%，所以組織中F量多，P量少，P團(tuán)零星地分布在粗大的等軸狀F基體晶界上。圖1(b)所示為實(shí)驗(yàn)鑄鋼880℃奧氏體化保溫1 h的空冷組織。由圖可見(jiàn)，經(jīng)正火處理后鑄鋼的顯微組織明顯細(xì)化，從粗大的鑄態(tài)F+P組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小均勻的多邊形鐵素體(PF)+準(zhǔn)上貝氏體(QB)+粒狀貝氏體(GB)組織。這是由于Mn、Ni、Mo、Cr、V等合金元素(除Mn外)的加入能細(xì)化原奧氏體晶粒。在冷卻過(guò)程中，先期轉(zhuǎn)變的鐵素體能分割原奧氏體晶粒，阻礙后期轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的長(zhǎng)大，從而細(xì)化混合組織的有效晶粒，這一組織細(xì)化機(jī)理得到了文獻(xiàn)[16]的證實(shí)。同時(shí)，經(jīng)880℃奧氏體化保溫后，這些元素能充分溶于奧氏體中，發(fā)揮其有效作用。一方面，使貝氏體(B)和P轉(zhuǎn)變曲線分離并右移，降低BS點(diǎn)；另一方面，使B轉(zhuǎn)變曲線位于P轉(zhuǎn)變曲線的左邊，在空冷條件下，亦能獲得強(qiáng)韌性良好的貝氏體組織[17]。

圖1 實(shí)驗(yàn)鑄鋼的光學(xué)顯微組織Fig.1 Microstructures of testing casting steel

圖2 鑄鋼在不同回火溫度下保溫1.5 h后的光學(xué)顯微組織Fig.2 Optical microstructures of studied cast steel after tempered at 520℃(a),560℃(b),580℃(c)and 650℃(d)

圖2所示為實(shí)驗(yàn)鑄鋼經(jīng)過(guò)880℃正火，并在不同溫度下保溫1.5 h后的光學(xué)顯微組織。由圖可見(jiàn)，回火溫度低于600℃時(shí)，回火后組織中PF+B板條的形貌與尺寸都無(wú)明顯變化，表明鐵素體+貝氏體的混合組織具有較高的回火穩(wěn)定性[18]，利于鑄鋼進(jìn)行更高溫度的回火，充分地消除空淬內(nèi)應(yīng)力。組織的高回火穩(wěn)定性與添加的Cr、Mo、V等合金元素有關(guān)[19]。這些合金元素與C元素結(jié)合形成的細(xì)小、彌散的析出相(如圖3所示)，能有效地釘扎位錯(cuò)和晶界，阻礙鑄鋼在回火過(guò)程中發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶。當(dāng)回火溫度為650℃時(shí)，貝氏體板條出現(xiàn)細(xì)微的粗化，碳化物明顯減少、球化，鑄鋼硬度顯著降低。從圖3還可以看出，在580℃回火過(guò)程中細(xì)小析出相彌散析出，析出相的尺寸基本在50 nm以?xún)?nèi)，能譜分析表明這類(lèi)析出相很可能為(Ti,V)(C,N)化合物。

圖3 高溫(580℃)回火后，TEM(碳復(fù)型，Cu網(wǎng)撈取)顯微形貌中細(xì)小析出相的彌散析出(a)及EDS分析(b)Fig.3 TEM photograph(carbon replica)(a)and EDS(b)of fine carbide precipitates of cast steel after tempering at 580℃

實(shí)驗(yàn)鑄鋼在580℃回火后的高倍SEM形貌如圖4所示。從圖中觀察到，經(jīng)580℃高溫回火后，原正火組織的B組織中的殘余奧氏體薄膜與M-A島發(fā)生分解，析出短棒狀及粒狀碳化物。文獻(xiàn)[20?21]報(bào)道，殘余奧氏體和M-A島發(fā)生分解析出粒狀碳化物，可提高鋼的低溫韌性，改善綜合力學(xué)性能。

圖4 880℃正火+580℃回火組織的高倍SEM形貌Fig.4 SEM microstructure of studied cast steel after air cooling from 880℃and tempering at 580℃

2.2 實(shí)驗(yàn)鑄鋼的力學(xué)性能

圖5所示為實(shí)驗(yàn)鑄鋼的力學(xué)性能隨回火溫度的變化曲線。回火溫度低于580℃時(shí)，強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)；經(jīng)580℃回火后抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都達(dá)到峰值；當(dāng)回火溫度超過(guò)580℃時(shí)，強(qiáng)度開(kāi)始下降。硬度隨回火溫度的變化趨勢(shì)同強(qiáng)度變化一致，在580℃左右回火后硬度達(dá)到170 HBS，發(fā)生二次硬化現(xiàn)象。究其原因是B組織中的殘余奧氏體、M-A島發(fā)生分解析出粒狀碳化物，同時(shí)基體中還析出大量細(xì)小彌散的碳氮化物(見(jiàn)圖3)，二者的綜合作用使鑄鋼的強(qiáng)度和硬度都顯著提高。

由圖5(c)所示鑄鋼的低溫(?40℃)沖擊功隨回火溫度的變化趨勢(shì)可知，鑄鋼在520℃左右出現(xiàn)回火脆性，低溫沖擊功急劇下降，這是因?yàn)镸-A島及貝氏體鐵素體板條間析出大量片狀、長(zhǎng)條狀碳化物，或是與S、P、B、As等元素在相界和晶界的偏聚有關(guān)。560℃回火時(shí)，低溫沖擊功AkU(?40℃)達(dá)到最大值(128 J)，表明片狀碳化物大量溶解和殘余應(yīng)力完全消除，利于韌性提高。

實(shí)驗(yàn)鑄鋼的伸長(zhǎng)率與斷面收縮率隨回火溫度升高而緩慢增加，650℃回火時(shí)，鑄鋼的伸長(zhǎng)率和斷面收縮率最大。由于隨回火溫度升高，促進(jìn)位錯(cuò)密度降低和亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)[22]，同時(shí)片狀碳化物的溶解及細(xì)小碳化物的彌散析出，都利于鑄鋼塑性的增加。

表2 實(shí)驗(yàn)鑄鋼鑄態(tài)和熱處理態(tài)(880℃正火+580℃回火)的力學(xué)性能Table 2 Comparison of mechanical properties for as-cast and normalized-tempered specimens

鑄鋼的力學(xué)性能主要依賴(lài)于合金成分設(shè)計(jì)和熱處理藝。合金成分一定時(shí)，熱處理工藝對(duì)鑄鋼強(qiáng)韌性的改善具有關(guān)鍵的作用。表2所列為實(shí)驗(yàn)鑄鋼在鑄態(tài)與最優(yōu)熱處理態(tài)下的力學(xué)性能。由表2可知，經(jīng)880℃正火+580℃回火處理，鑄鋼的綜合力學(xué)性能顯著提高?？估瓘?qiáng)度達(dá)到590 MPa，屈服強(qiáng)度提高180 MPa，且硬度提高40%，斷面收縮率從鑄態(tài)的55%提高到71%，尤其是AkU(室溫)與AkU(?40℃)值分別達(dá)到150和110 J。究其原因，熱處理試樣獲得了細(xì)小的鐵素體+回火貝氏體組織(見(jiàn)圖2)，貝氏體鐵素體內(nèi)存在極細(xì)的亞結(jié)構(gòu)和高密度位錯(cuò)[23]，是貝氏體鋼最重要的強(qiáng)韌化機(jī)制；在回火過(guò)程中形成的(Ti,V)(C,N)化合物析出相尺寸小且彌散分布(如圖3(a))，起到強(qiáng)化作用，并促進(jìn)韌窩形核；鑄鋼的S、P含量低，與Mn元素形成細(xì)小的MnS夾雜，導(dǎo)致韌窩小而多(參見(jiàn)圖9(a))，對(duì)韌性影響較小。

實(shí)驗(yàn)鑄鋼3種狀態(tài)的拉伸工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線如圖6所示。由圖可見(jiàn)，與鑄態(tài)試樣及正火試樣的工程應(yīng)力–應(yīng)變曲線相比，經(jīng)正火+回火處理的試樣屈服強(qiáng)度提高，且出現(xiàn)細(xì)微的屈服平臺(tái)，這是由于回火過(guò)程中析出了釘扎位錯(cuò)的第二相粒子(如圖3(a))，產(chǎn)生了屈服現(xiàn)象。

考慮到要求設(shè)計(jì)鑄鋼具有良好的綜合力學(xué)性能，回火溫度選擇在580℃，此時(shí)鑄鋼的強(qiáng)度和硬度都達(dá)到最大，伸長(zhǎng)率保持在26%左右，且?40℃的沖擊功達(dá)到110 J左右。

圖6 不同狀態(tài)實(shí)驗(yàn)鑄鋼的工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線Fig.6 Engineering stress-strain curves of cast steel of various states

2.3 沖擊斷口形貌

圖7所示為鑄鋼沖擊斷口的宏觀形貌。鑄態(tài)樣的沖擊斷口光亮平整，無(wú)塑性變形，整個(gè)斷口區(qū)域幾乎不存在纖維區(qū)和剪切唇區(qū)。正火+580℃回火試樣的室溫及低溫(?40℃)宏觀斷口顏色都暗黑、表面起伏，塑性變形程度強(qiáng)；室溫沖擊斷口中占有最大比例的纖維區(qū)和剪切唇區(qū)，而在低溫沖擊斷口中這2個(gè)區(qū)域所占比例有所下降。這表明隨溫度降低，鑄鋼的沖擊性能下降。

圖8所示為圖7中宏觀沖擊斷口裂紋源區(qū)的SEM形貌。鑄態(tài)樣的室溫沖擊斷口存在大量的扇形花樣和河流花樣，是典型的沿晶脆性斷裂，如圖8(a)所示，從2種花樣的走勢(shì)可以看出，裂紋起源于粗大鐵素體的晶界。晶界處存在大量裂紋，如圖8(a)中箭頭所示。這是因?yàn)樵阼F素體晶界處分布著脆性珠光體組織(見(jiàn)圖1(a))，在外力的作用下脆性相易萌生裂紋源，加之粗大的鐵素體晶粒為裂紋增殖與擴(kuò)展提供了有利條件[3]，導(dǎo)致脆斷發(fā)生。

從圖7所示熱處理鑄鋼試樣的室溫和低溫(?40℃)沖擊斷口形貌可以發(fā)現(xiàn)，其斷裂機(jī)制都為典型的韌性斷裂。文獻(xiàn)報(bào)道[14]，斷口中韌窩所占的比例決定合金韌性的好壞。室溫沖擊斷口中存在大量的等軸韌窩，韌窩大而深，在大韌窩中分布著大量均勻的小韌窩(高倍形貌如圖9(a)所示)；并且在小韌窩中存在細(xì)小的第二相球狀粒子，經(jīng)EDS分析表明(見(jiàn)圖9(b))，第二相粒子為MnS夾雜，這些尺寸細(xì)小且分布密集的MnS夾雜促進(jìn)韌窩形核，形成小而多的韌窩，在韌窩邊緣存在大量的撕裂棱，表明實(shí)驗(yàn)鑄鋼具有良好的沖擊韌性。低溫(?40℃)沖擊斷口中的韌窩變小變淺，表明隨溫度降低，鑄鋼的沖擊韌性下降，但沖擊功仍達(dá)到110 J，充分證明實(shí)驗(yàn)鑄鋼具有良好的低溫沖擊韌性，適用于低溫沖擊韌性要求較高的結(jié)構(gòu)材料。

圖7 實(shí)驗(yàn)鑄鋼沖擊斷口的宏觀形貌Fig.7 Macrographs of fracture surfaces of cast steel

圖8 圖7中實(shí)驗(yàn)鑄鋼宏觀沖擊斷口裂紋源區(qū)的微觀SEM形貌Fig.8 SEM micrographs of crack initiated area in fracture surface of testing cast steel

2.4 實(shí)驗(yàn)鑄鋼與現(xiàn)有鑄鋼綜合性能的比較

表3和表4所列分別為實(shí)驗(yàn)鑄鋼與牌號(hào)為ZG275-485H的焊接結(jié)構(gòu)用鑄鋼(GB/T7659-1987)以及牌號(hào)為ZGD290-510的低合金結(jié)構(gòu)鑄鋼(GB/T14408-1993)的化學(xué)成分及性能的綜合對(duì)比。由表可知，實(shí)驗(yàn)鑄鋼具有與焊接結(jié)構(gòu)用鑄鋼相近的碳當(dāng)量，但強(qiáng)度和沖擊韌性顯著提高；與低合金結(jié)構(gòu)鑄鋼相比，在保證強(qiáng)度相當(dāng)?shù)耐瑫r(shí)，實(shí)驗(yàn)鑄鋼還具有優(yōu)良的焊接性和(低溫)沖擊韌性。

圖9 正火+580℃回火試樣室溫沖擊斷口的SEM形貌和韌窩中第二相粒子的EDS譜Fig.9 SEM micrograph and EDS analysis of fracture surface of studied cast steel after air cooling and tempering

表3 實(shí)驗(yàn)鑄鋼與部分現(xiàn)有鑄鋼的化學(xué)成分Table 3 Chemical composition of studied cast steel and present cast steels(mass fraction,%)

表4 實(shí)驗(yàn)鑄鋼與部分現(xiàn)有鑄鋼的綜合性能Table 4 Comprehensive properties of testing cast steel and present cast steels

綜上所述，實(shí)驗(yàn)鑄鋼表現(xiàn)出良好的綜合性能匹配。低的碳當(dāng)量(CE=0.46%)和裂紋敏感系數(shù)(PCM=0.23%)，表明實(shí)驗(yàn)鑄鋼具有優(yōu)良的焊接性能；同時(shí)，在保證較高強(qiáng)度(σb=590 MPa，σ0.2=470 MPa)的前提下，?40℃下的AkU達(dá)到110 J，能滿(mǎn)足材料在惡劣環(huán)境下的使用要求。

3 結(jié)論

1)實(shí)驗(yàn)鑄鋼經(jīng)正火+高溫回火后，粗大的鑄態(tài)亞共析組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的鐵素體+回火貝氏體組織，組織明顯細(xì)化，鑄鋼的綜合力學(xué)性能顯著提高，在880℃正火+580℃回火時(shí)，σb=590 MPa，σ0.2=470 MPa，伸長(zhǎng)率A=26%，斷面縮減率Z=70%，尤其是沖擊功AkU(室溫)與AkU(?40℃)分別達(dá)到150和110 J。

2)加入的少量合金元素V在回火過(guò)程中形成彌散的(Ti,V)(C,N)析出相，起到析出強(qiáng)化作用。

3)鐵素體+貝氏體的混合組織具有高的回火穩(wěn)定性，與添加的Cr、Mo、V等合金元素有關(guān)。

4)室溫和低溫(?40℃)沖擊斷口都存在大量的韌窩和撕裂棱，表明其斷裂機(jī)制為韌性斷裂，鑄鋼具有優(yōu)良的室溫、低溫沖擊性能，細(xì)小、球狀的MnS夾雜對(duì)沖擊韌性影響很小。

[1]耿浩然,章希勝,陳俊華,等.鑄鋼[M].北京:化學(xué)工業(yè)出版社,2007:1?286.GENG Hao-ran,ZHANG Xi-sheng,CHEN Jun-hua,et al.Cast steel[M].Beijing:Chemical Industrial Press,2007:1?286.

[2]BANGARU,RAO V N.High performance high strength low alloy cast steels:US,5129966[P].1992?7?14.

[3]NAJAFIA H,RASSIZADEHGHANI J,ASGARI S.As-cast mechanical properties of vanadium/niobium microalloyed steels[J].Materials Science and Engineering A,2008,486(1/2):1?7.

[4]LUO Kai-shuang,BAI Bing-zhe.Microstructure and mechanical properties of a low alloyed MnB cast steel[J].Journal of Materials Engineering and Performance,2010,19(6):828?833.

[5]GLOWNIA J,KALANDYA B.Effect of precipitation strengthening in low alloyed Mn-Ni cast steels[J].Journal of Materials Processing Technology,2008,207(1/3):147?153.

[6]CALCAGNOTTO M,PONGE D,RAABE D.Effect of grain refinement to 1μm on strength and toughness of dual-phase steels[J].Materials Science and Engineering A,2010,527(29/30):7832?7840.

[7]FU Han-guang,XIAO Qiang,KUANG Jia-cai,et al.Effect of rare earth and titanium additions on the microstructures and properties of low carbon Fe-B cast steel[J].Materials Science and Engineering A,2007,466(1/2):160?165.

[8]陳 威,高義民,邢建東,等.一種低合金低溫鑄鋼及其組織與性能[J].西安交通大學(xué)學(xué)報(bào),2008,42(7):875?879.CHEN Wei,GAO Yi-min,XING Jian-dong,et al.Composition design of low alloy cryogenic cast steel with analysis of microstructure and mechanical properties[J].Journal of Xi’An Jiao Tong University,2008,42(7):875?879.

[9]JANA B D,CHAKRABARTI A K,RAY K K.Study of cast micro-alloyed steels[J].Materials Science and Technology,2003,19(1):80?86.

[10]SANG Bao-guang,KANG Xiu-hong,LI Dian-zhong.A novel technique for reducing macrosegregation in heavy steel ingots[J].Journal of Materials Processing Technology,2010,210(4):703?711.

[11]NAGAFI H,RASSIZADEHGHANI J,HALVAAEE A.Mechanical properties of as cast microalloyed steels containing V,Nb and Ti[J].Materials Science and Technology,2007,23(6):699?705.

[12]VOIGT R C.Analysis of intercritical heat treatment of cast steels[J].Journal of Heat Treating,1989,7(2):95?105.

[13]LUO Kai-shuang,BAI Bing-zhe.Microstructure,mechanical properties and high stress abrasive wear behavior of air-cooled MnCrB cast steels[J].Materials and Design,2010,31(5):2510?2516.

[14]BITARA T E,GAMIL M,MOUSA I,et al.Development of carbon—Low alloy steel grades for low temperature applications[J].Materials Science and Engineering A,2011,528(18):6039?6044.

[15]GAO You-jin.Development of 30Cr06A,a high strength cast steel and its welding ability[J].Journal of China University of Mining&Technology,2008,18(2):296?299.

[16]高 寬,王六定,朱 明,等.低合金超高強(qiáng)度貝氏體鋼的晶粒細(xì)化與韌性提高[J].金屬學(xué)報(bào),2007,43(3):315?320.GAO Kuan,WANG Liu-ding,ZHU Ming,et al.Refinement of grain and enhancement of impact touchness for low-alloying ultra-high strength bainite steels[J].Acta Metallurgica Sinica,2007,43(3):315?320.

[17]匡加才,符寒光,王林濤.碳含量對(duì)Si-Mn-B鑄鋼顯微組織和抗磨性的影響[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2007,28(6):78?81.KUANG Jia-cai,FU Han-gaung,WANG Lin-tao.Influence of carbon content on microstructure and wear resistance of Si-Mn-B bainitic cast steel[J].Transactions of Materials and Heat Treatment,2007,28(6):78?81.

[18]尚成嘉,王學(xué)敏,楊善武,等.高強(qiáng)度低碳貝氏體鋼的工藝與組織細(xì)化[J].金屬學(xué)報(bào),2003,39(10):1019?1024.SHANG Cheng-jia,WANG Xue-min,YANG Shan-wu,et al.Microstructure refinement of high strength low carbon bainitic steel[J].Acta Metallurgica Sinica,2003,39(10):1019?1024.

[19]徐 洲,姚壽山.材料加工原理[M].北京:科學(xué)出版社,2002:1?396.XU Zhou,YAO Shou-shan.Material Processing Principle[M].Beijing:Science Press,2002:1?396.

[20]張永權(quán),張榮久,蘇 航,等.粒狀貝氏體對(duì)10MnNiCr微合金鋼力學(xué)性能的影響[J].鋼鐵,2003,38(11):45?47.ZHANG Yong-quan,ZHANG Rong-jiu,SU Hang,et al.Effect of granular bainite on mechanical properties of microalloyed 10MnNiCr steel[J].Iron and Steel,2003,38(11):45?47.

[21]許峰云,白秉哲,方鴻生.低碳Mn系水淬貝氏體鋼的組織和力學(xué)性能[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2010,31(9):83?88.XU Feng-yun,BAI Bing-zhe,FANG Hong-sheng.Microstructure and properties of low-carbon water-cooled baintic steels[J].Transactions of Materials and Heat Treatment,2010,31(9):83?88.

[22]武會(huì)賓,尚成嘉,苑少?gòu)?qiáng),等.超細(xì)化低碳貝氏體鋼的回火組織穩(wěn)定性及力學(xué)性能[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2004,25(6):65?70.WU Hui-bin,SHANG Cheng-jia,YUAN Shao-qiang,et al.Tempering microstructures and mechanical properties of an ultra-fine low carbon bainitic steel[J].Transactions of Materials and Heat Treatment,2004,25(6):65?70.

[23]吳伯濤.熱處理工藝對(duì)新型貝氏體鋼組織與性能的影響[D].長(zhǎng)沙:中南大學(xué),2005:1?68.WU Bo-tao.Effect of Heat Treatment on microstructure and properties of a new type bainitic steel[D].Changsha:Central South University,2005:1?68.