CN100560772C - 颗粒碳化物增强铁素体钢的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种颗粒碳化物增强铁素体钢及其制法，其合金成分及其重量百分比为：C：0.8%～1.9%，Al：0.3%～8.0%，Cr：0.1%～2.5%，Mn：0.2%～0.8%，Si：0～2.5%，Mo：0～1.0%，Nb：0～0.1%，V：0～0.1%，Ti：0～0.1%，Re：0～0.05%，余量为Fe。制备方法包括熔炼、铸锭；通过锻造或轧制细化组织；经过离异共析转变或在共析转变温度附近退火获得超细铁素体基体上均匀分布颗粒状、球状碳化物的组织，碳化物体积含量10%～35%；然后，可通过二次热处理，组织仍然是超细铁素体基体上均匀分布颗粒状、球状碳化物的组织。屈服强度为550MPa～1550MPa，抗拉强度为900MPa～1800MPa，延伸率为7～30%，具有很高的疲劳极限强度、良好的耐磨性。

Description

颗粒碳化物增强铁素体钢的制备方法

技术领域

本发明涉及一种铁素体钢的制备，特别是一种原位自生颗粒碳化物增强铁素体钢及其制备方法。

背景技术

传统的铁素体钢是低碳钢和超低碳钢，为的是保证深冲性能以及高韧性，其强度较低，通常用在载荷较低的场合。铁素体钢通常采用组织强化方法提高强度，如贝氏体组织强化，双相钢中马氏体组织强化，此外还采用固溶强化等方法。加入较多的合金元素，可以较大程度提高铁素体的强度，如低碳马氏体钢，但形成马氏体后塑性有较大损失，而且对于板类结构钢无法采用。目前，强化热轧与冷轧板类钢的方法是提高含碳量、合金元素含量，或改变合金元素种类。如此，热轧板钢的强度也只有700MPa左右，冷轧板钢强度600MPa左右。

铁素体基体上分布颗粒状、球状碳化物是高碳钢以及合金工具钢球化热处理退火组织，是机械加工以及最终热处理前的一个预处理状态，不作为最终组织使用。本专利申请的颗粒碳化物增强铁素体钢，在含碳量与应用对象方面完全不同于传统的高碳钢以及合金工具钢，其含碳量在0.8～1.9％范围，已超越了传统的工模具钢成分范围。

颗粒碳化物增强铁素体钢有较好的强度与塑性配合。我们获得的一种1.6％C颗粒碳化物增强铁素体钢屈服强度690MPa，抗拉强度956MPa，延伸率18.3％，断面收缩率26.0％。在保证塑性指标相等的条件下，该种钢强度远高于汽车制造用的优质碳素结构热轧厚板钢(GB3275-82)以及合金结构钢薄板钢(GB5067-85)，前者强度比后者高200～300MPa。

该种钢含有大量的碳化物颗粒，具有较好的耐磨性能，也是一种优良的轨道钢。目前工业开发的几种高强度轨道用钢U74，U74Re，NbRe的屈服强度500MPa～675MPa左右，抗拉强度940MPa～1100MPa，延伸率δ5≤13.5％，ψ≤21％。我们获得的铁素体钢的强度与这几种轨道钢相当，但延伸率明显优于这几种轨道钢。用此材料制造轨道，有更高的安全性。

颗粒碳化物增强铁素体钢有较多的碳化物，奥氏体晶粒细小，随后转变的铁素体晶粒也很细，该钢在共析转变温度附近有超塑现象，热温成形性好，可实现近净成形。

发明内容

本发明的目的终于，提供一种颗粒碳化物增强铁素体钢及其制备方法。本发明制备的铁素体钢具有高强度、高塑性，和高耐磨性，材料性能显著优于现用铁素体钢。工艺简单易行，质量稳定，便于大规模生产。

为达到上述目的，本发明采用如下的技术解决方案：

上述颗粒碳化物增强铁素体钢的制备方法，包含如下步骤：

(1)以铁合金或纯金属配料，用感应炉或转炉熔炼、铸锭，获得坯料；

(2)对铸锭进行热温变形，在单一奥氏体区、奥氏体+渗碳体两相区等温变形，或在自奥氏体化温度冷却至共析转变温度附近过程中连续变形；变形前加热规范：500℃～600℃预热，800℃～900℃中温加热，950℃～1200℃均匀化加热；或800℃以下装炉，以较低加热速率加热至950℃～1200℃；

奥氏体区均匀化保温时间根据坯料厚度或直径确定，每毫米为1分钟～2.5分钟；然后在单一奥氏体区、奥氏体+渗碳体两相区等温变形，或在自奥氏体化温度冷却至共析转变温度附近过程中连续变形；

3)热温变形后进行离异共析转变，或在共析转变温度附近退火，原位生成颗粒状碳化物，形成超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物的组织，碳化物体积含量10％～35％，铁素体晶粒尺寸为0.5μm～6μm，颗粒状碳化物的尺寸为0.1μm～1.5μm。制得该铁素体钢的合金成分及其重量百分比为：C：0.8％～1.9％，Al：0.3％～8.0％，Cr：0.1％～2.5％，Mn：0.2％～0.8％，Si：0～2.5％，Mo：0～1.0％，Nb：0～0.1％，V：0～0.1％，Ti：0～0.1％，Re：0～0.05％，余量为Fe，合金成分的百分比之和为100％。

离异共析转变是在稍高于共析转变温度下加热，不完全奥氏体化，然后控制冷却，冷至共析转变温度以下后空冷。加热温度790℃～860℃；保温时间15min～90min；控制冷却速率0.5℃/min～20℃/min；冷却至共析转变温度以下(700℃～780℃)空冷，也可以在此温度保温后空冷。不完全奥氏体化后冷却也可以是随炉冷却或空冷。

共析转变温度附近退火是在700℃～860℃加热，保温30min～300min后空冷或随炉冷却。

(4)颗粒碳化物增强铁素体钢还可以经过二次热处理获得要求性能。二次热处理的方法是在共析转变温度以上加热后空冷，或淬火+高温回火，其组织仍然是超细铁素体基体上均匀分布颗粒状、球状碳化物。

空冷是加热到780℃～840℃保温20min～60min后空冷；

淬火+高温回火是加热到790℃～950℃保温15～60min后淬油或淬水，然后在600℃～750℃保温1小时～5小时回火。此步骤(4)是可选项。

经金相组织检验表明，本发明经过步骤(1)、(2)、(3)得到的颗粒碳化物增强铁素体钢，组织是超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物，碳化物体积含量10％～35％，铁素体晶粒尺寸为1μm～6μm，粒状碳化物的尺寸为0.3μm～1.5μm。

若再经过步骤(4)，空冷后的组织与前述的基本相同；淬火+高温回火后的组织与前述的相似，区别是：铁素体晶粒尺寸0.5μm～5μm，粒状碳化物的尺寸为0.1μm～1.5μm。

根据发明人的试验结果表明，上述颗粒碳化物增强铁素体钢在更高温度(750℃～950℃)下有良好的组织稳定性，晶粒长大缓慢；随着温度升高，变形抗力显著降低，塑性增加，可以在更高的应变速率下热变形加工。

本发明采用熔炼、铸锭、热温变形、热处理的工艺路线，与传统钢铁企业生产工艺路线基本一致。经过步骤(1)、(2)、(3)得到的材料即为颗粒碳化物增强铁素体钢，并具有下列特征：

1.该材料组织是超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物，碳化物体积含量10％～35％，铁素体晶粒尺寸为1μm～6μm，粒状碳化物的尺寸为0.3μm～1.5μm；

2.再经过步骤(4)，组织还是超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物，空冷组织与1中的基本相同；淬火+高温回火组织与1中的相似，区别是：铁素体晶粒尺寸为0.5～5μm，粒状碳化物尺寸为0.1～1.5μm。

3.获得的颗粒碳化物增强铁素体钢，屈服强度550MPa～1550MPa，抗拉强度900MPa～1800MPa，延伸率7～30％，具有很高的疲劳极限强度、良好的耐磨性。该颗粒碳化物增强铁素体钢晶粒尺寸为0.5～6μm，粒状碳化物的尺寸为0.1～1.5μm。

该钢具有很好的高温成型性，可施以大变形量热轧、锻造。本方法简单高效，由此材料与方法可以制成具有高强度、高韧性、高耐磨性的零件。

附图说明

图1是实施例1通过轧制、离异共析转变获得的颗粒碳化物增强铁素体钢(C：0.8，Cr：1.54，Al：1.66，Mn：0.44，Si：0.50，Ti：0.06，Ce：0.02，余Fe)的组织。分段加热至1050℃～1150℃，冷却过程中连续轧制，轧后空冷；在812℃保温25min，然后以0.5℃/min冷却至750℃后空冷。

图2是实施例2颗粒碳化物增强铁素体钢(C：1.58，Cr：1.49，Al：1.65，Mn：0.43，Si：0.40，Nb：0.025，V：0.036，Ti：0.050，余Fe)经轧制、离异共析转变处理后，再加热至820℃，保温30min后空冷的组织。

图3是实施例4颗粒碳化物增强铁素体钢(C：1.93，Cr：1.62，Al：1.37，Mn：0.62，Si：0.38，余Fe)经轧制、离异共析转变后，再加热至830℃保温50min淬油+650℃保温3小时回火的组织。

为了进一步理解本发明，以下结合发明人给出的具体实施例对本发明作进一步的详细说明。

具体实施方式

本发明的颗粒碳化物增强铁素体钢，其合金成分及其重量百分比为：C：0.8％～1.9％，Al：0.3％～8.0％，Cr：0.1％～2.5％，Mn：0.2％～0.8％，Si：0～2.5％，Mo：0～1.0％，Nb：0～0.1％，V：0～0.1％，Ti：0～0.1％，Re：0～0.05％，余量为Fe。

制得该颗粒碳化物增强铁素体钢的组织是超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物，碳化物体积含量10％～35％，铁素体晶粒尺寸为0.5μm～6μm，粒状碳化物的尺寸为0.1μm～1.5μm。

其性能表现为两个方面特点：

一是无须经过二次热处理即可获得屈服强度550MPa～750MPa，抗拉强度900MPa～1200MPa，延伸率17％～30％的性能组合；

二是再经正火处理可获得屈服强度600MPa～900MPa，抗拉强度950MPa～1100MPa，延伸率10％～30％的性能组合，或经淬火+高温回火可获得屈服强度800MPa～1050MPa，抗拉强度950MPa～1200MPa，延伸率7％～25％的性能组合。

该颗粒碳化物增强铁素体钢具有很高的疲劳极限强度、良好的耐磨性。

上述颗粒碳化物增强铁素体钢，钢锭进行热温变形加工(包含轧制、锻造、挤压)，再经离异共析转变、或在共析转变温度附近退火，获得超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物组织。

以下以轧制、离异共析转变为例，具体包括下列步骤：

(1)用铁合金或纯金属配料，用感应炉或转炉等熔炼，铸锭，获得坯料；

(2)对铸锭进行热温变形。变形前加热规范：500℃～600℃预热，800℃～900℃中温加热，950℃～1200℃均匀化加热；或800℃以下装炉，以较低加热速率加热至950℃～1200℃。奥氏体区均匀化保温时间根据坯料厚度或直径定，每毫米1～2.5分钟。然后在单一奥氏体区、奥氏体+渗碳体两相区等温变形，或在自奥氏体化温度冷却至共析转变温度附近过程中连续变形。

(3)热温变形后进行离异共析转变、或在共析转变温度附近退火。离异共析转变是在稍高于共析转变温度下加热(加热温度790℃～860℃)，保温时间15min～90min，不完全奥氏体化后控制冷却，冷至共析转变温度以下(700℃～780℃)空冷；控制冷却速率为0.5℃/min～20℃/min；也可以是在不完全奥氏体化后空冷、或随炉冷却。共析转变温度附近退火是在700℃～860℃加热，保温30min～300min后空冷或随炉冷却。处理后形成超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物的组织，碳化物体积含量10％～35％。

(4)得到的铁素体钢还可以经过二次热处理获得要求性能。包括在共析转变温度以上加热后空冷，或淬火+高温回火，其组织仍然是超细铁素体基体上均匀分布颗粒状、球状碳化物。空冷是加热到780～840℃保温20～60min后空冷；淬火+高温回火是加热到790～950℃保温15～60min后淬油或淬水，然后在600～750℃保温1～5小时回火。此步骤(4)是可选项。

以下是发明人给出的几个实施例，其化学成分见表1。

表1：颗粒碳化物增强铁素体钢实施例化学成分

合金熔炼：用50kg感应炉熔炼，浇铸40kg钢锭。

开坯锻造：分段加热，首先在500℃～600℃预热1h；提高炉温至800℃～900℃加热1h；然后再提高炉温至950℃～1150℃加热1小时。取出钢锭，在自由锻锤上连续锻造成50cm×50cm截面方坯，空冷。

热轧：上述方坯在步进式加热炉内分段加热至950℃～1200℃，在此温度保温50分钟；取出方坯在轧机组上热轧，轧辊线速度5m/s，始轧温度950℃～1150℃，终轧温度700℃～850℃，一道次截面减少量10％～20％，连续轧制12道次，轧至直径为20mm棒条。

实施例1：热轧后，加热到812℃保温25分钟，然后以0.5℃/min冷却速率冷至750℃空冷，得到的颗粒碳化物增强铁素体钢的组织如图1。

实施例2：热轧后，加热到815℃保温30分钟，然后以1℃/min冷却速率冷至750℃空冷，再加热至820℃保温30分钟后空冷，得到的颗粒碳化物增强铁素体钢的组织如图2。

实施例3：热轧后，加热到815℃保温35分钟，然后以1℃/min冷却速率冷至750℃空冷，再加热至860℃保温40分钟后淬油，650℃保温2小时回火。

实施例4：热轧后，加热到812℃保温40分钟，然后炉冷至750℃空冷，再加热至830℃保温50分钟后淬油，650℃保温3小时回火，得到的颗粒碳化物增强铁素体钢的组织如图3。

实施例5.热轧后，加热到820℃保温50分钟，然后炉冷至750℃，空冷。

上述实施例1，2，3，4，5的颗粒碳化物增强铁素体钢室温力学性能见表2。

表2：颗粒碳化物增强铁素体钢实施例力学性能

实施例	屈服强度MPa	抗拉强度MPa	延伸率％
				1	632.5	948.2	22
2	901.8	1307.1	13
				3	937.5	1073.1	18
4	886.3	984.6	19
				5	670.4	962.7	21

经申请人的多次实验证明，本发明的颗粒碳化物增强铁素体钢的成分，碳含量可高达1.95％，通过锻造与轧制、离异共析转变、二次热处理(此步骤是可选项)得到超细晶粒铁素体基体上均匀分布超细颗粒状碳化物的组织，组织中存在10％～35％的碳化物起到增强作用，具有高强度，高韧性，较好塑性，高耐磨性。

要求钢中的杂质含量限制达到普通碳素钢的标准。添加Al、Si可以提高共析转变温度，抑制网状先共析碳化物的形成，改善材料热加工工艺性；增强高温变形能力，可以在更高应边速率下变形。添加Cr可以避免石墨化，同时稳定碳化物颗粒。添加Mn是为了消除钢中S、P等杂质元素的有害影响。添加Nb、V、Ti、Re可以改善钢的组织，提高综合力学性能。

Claims (5)

1.一种颗粒碳化物增强铁素体钢的制备方法，其特征在于，按如下步骤进行：

1)以铁合金或纯金属配料，用感应炉或转炉熔炼、铸锭，获得坯料；

2)对铸锭进行热温变形，在单一奥氏体区、奥氏体+渗碳体两相区等温变形，或在自奥氏体化温度冷却至共析转变温度附近过程中连续变形；变形前加热规范：500℃～600℃预热，800℃～900℃中温加热，950℃～1200℃均匀化加热；或800℃以下装炉，以较低加热速率加热至950℃～1200℃；

奥氏体区均匀化保温时间根据坯料厚度或直径确定，每毫米为1分钟～2.5分钟；然后在单一奥氏体区或奥氏体+渗碳体两相区等温变形，或在自奥氏体化温度冷却至共析转变温度附近过程中连续变形；

3)热温变形后进行离异共析转变，或在共析转变温度附近退火，原位生成颗粒状碳化物，碳化物体积含量10％～35％，形成超细晶粒铁素体基体上均匀分布颗粒状碳化物的组织，铁素体晶粒尺寸为0.5μm～6μm，颗粒状碳化物的尺寸为0.1μm～1.5μm；制得该铁素体钢的合金成分及其重量百分比为：C：0.8％～1.9％，Al：0.3％～8.0％，Cr：0.1％～2.5％，Mn：0.2％～0.8％，Si：0～2.5％，Mo：0～1.0％，Nb：0～0.1％，V：0～0.1％，Ti：0～0.1％，Re：0～0.05％，余量为Fe，合金成分的百分比之和为100％。

2.权利要求1所述的方法，其特征在于，所述的离异共析转变是在稍高于共析转变温度下加热，加热温度790℃～860℃，保温时间15min～90min，不完全奥氏体化后控制冷却，冷至共析转变温度以下空冷或随炉冷却；或者是在不完全奥氏体化后空冷或随炉冷却。

3.权利要求1所述的方法，其特征在于，所述的共析转变温度附近退火是在700℃～850℃加热，保温30min～300min后空冷或随炉冷却。

4.权利要求1所述的方法，其特征在于，所述的颗粒碳化物增强铁素体钢述包括选择进行二次热处理，该二次热处理的方法是，再加热到共析转变温度以上空冷，或淬火+高温回火，即可获得其组织是超细铁素体基体上均匀分布颗粒状、球状碳化物，碳化物体积含量10％～35％。

5.权利要求4所述的方法，其特征在于，所述的淬火+高温回火是加热到790℃～950℃，保温15～60min，淬油或淬水，然后在600℃～750℃保温1～5小时回火。

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