CN101514388A - 一种用于高碳钢的热机械处理工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种用于高碳钢的热机械处理工艺。本发明将按质量分数计，碳含量在0.60～2.0％范围内的高碳钢加热到奥氏体单相区的某一温度进行保温获得单相奥氏体后，以适当冷却速度将奥氏体过冷至在A1～Arcm或A1～Ar1温度范围内的某一温度进行变形，应变量为0.1～0.8，然后再以适当加热速度加热到在A1～Ac1温度范围内的某一温度进行变形，应变量为0.2～0.8，然后以适当冷却速度冷却至室温。通过上述工艺可获得具有由晶粒尺寸小于5μm的铁素体基体和尺寸小于0.5μm的渗碳体粒子组成且铁素体基体中大角度晶界分数高于80％的超细化复相组织的高碳钢。高碳钢的抗拉强度在800～1200MPa之间，延伸率超过15％。
Description
技术领域
本发明涉及一种热机械处理工艺，特别涉及一种用于制备具有超细化复相组织的高碳钢的热机械处理工艺。
背景技术
晶粒细化是提高材料的强度和保持其塑性的有效手段，超细晶(5μm以下)材料具有超高硬度、优异的压缩和拉伸强度，而且在一定温度下存在超塑性变形能力。但当晶粒尺寸降低到微米以下时，在强度显著提高的同时强屈比迅速下降，塑性(特别是最重要的延性指标一均匀延伸率)降低。这主要是由于组织超细化使材料的加工硬化率明显下降。而合理的相控制可以有效改善材料的加工硬化能力，升高材料的强屈比，提高强韧化水平。例如，可以通过分散的第二相颗粒(渗碳体或马氏体)改善超细晶钢铁材料的加工硬化能力，提高超细晶钢铁材料的室温均匀延伸率。通常将由晶粒尺寸小于5μm的铁素体基体和尺寸小于1μm的渗碳体粒子组成的显微组织称为超细化复相组织。
按质量分数计，高碳钢的含碳量在0.60％以上，其平衡态组织以片层状珠光体为主。片层状珠光体具有较高的强度，但塑性较差，限制了高碳钢的工业应用。特别是对于过共析钢，常态组织中还含有网状渗碳体(先共析渗碳体)，使塑性进一步恶化。为了改进高碳钢的机械加工性能，通常需要对其进行球化处理以得到球化的渗碳体粒子与铁素体基体的复相组织。常规球化退火热处理工艺周期长、能耗多，获得的球化珠光体组织较粗大，虽然能够提高高碳钢的塑性，但使其强度明显下降。为了缩短球化退火的时间，各国研究人员一直致力于改进共析钢的球化退火处理工艺。例如，通过循环退火的方法可以明显缩短球化退火时间，但所得球化组织仍较为粗大。
而利用形变促进球化处理，在显著缩短球化时间的同时可以获得超细化复相组织。Sherby等人最先对这一现象进行了研究，研究对象主要是碳含量在1.0～2.0％范围内的高碳钢。Sherby等人在美国专利3951697和美国专利4448613中公开了用于制备具有超细化复相组织的高碳钢的几种热机械处理工艺，包括热变形+珠光体温变形、热变形+珠光体冷变形+退火、回火马氏体温变形和回火马氏体冷变形+退火、热变形+珠光体温变形+(γ+θ)两相区退火和热变形+珠光体温变形+(γ+θ)两相区退火+温变形等工艺。虽然这些工艺能够有效地将碳含量在1.0～2.0％范围内的高碳钢的显微组织转变为超细化复相组织，但是上述工艺需要大的累积应变量(典型的累积应变量为3.0)，而且一般仍然需要进行几十分钟到几个小时的退火，耗费能量依然较多。
针对这些问题，发明人在专利ZL200710063576.2中提出了一种基于过冷奥氏体动态相变的热机械处理工艺。与Sherby等人提出的工艺相比，该工艺通过过冷和变形的双重作用使奥氏体直接向珠光体转变(动态珠光体相变)，而不是先形成网状渗碳体再形成珠光体，不需要如Sherby等人在其专利中所强调地首先利用热变形破碎网状渗碳体，从而简化了变形工艺，减小了所需要的应变量。室温力学性能测试结果表明，通过该工艺制备的超细化复相组织的抗拉强度在1000～1200MPa范围内，延伸率不足10％，明显低于等温球化退火获得的球化组织(延伸率在15～25％之间)，限制了其工程应用范围。发明人发现，通过该工艺制备的超细化复相组织的铁素体基体中大角度晶界分数仅约为60％，而等温球化退火条件下大角度晶界分数则高于80％(见“MicrostructureEvolution of a Pearlitic Steel with the Initial Microstructure of Undercooled Austenite duringHot Deformation and Subsequent Annealing”，METALLURGICAL AND MATERIALSTRANSACTIONS A，2008，39A(3)：624～635)。发明人认为，通过提高铁素体基体中大角度晶界分数，有望获得延伸率较好的具有超细化复相组织的高碳钢。
因此，为了拓展具有超细化复相组织的高碳钢的工程应用范围，有必要开发一种能够使高碳钢超细化复相组织的铁素体基体中大角度晶界分数高于80％的累积应变量小且无须长时间退火的热机械处理工艺。
发明内容
本发明的目的是提供一种用于制备具有超细化复相组织的高碳钢的热机械处理工艺，所述超细化复相组织由晶粒尺寸小于5μm的铁素体基体和尺寸小于0.5μm的渗碳体粒子组成，并且铁素体基体中大角度晶界分数高于80％。该工艺不仅过程简单，而且可以改善高碳钢的强度与塑性配合。
实现本发明目的的具体方法是：如图1所示，将碳含量在0.85～2.0％范围内(质量分数)的高碳钢加热到在Acm以上50～300℃的温度T1，并保温5～120分钟的时间t，以使渗碳体充分溶解在奥氏体内，然后以5～100℃/s的冷却速度C1过冷至在A1～Arcm温度范围内的温度T2进行变形，应变量ε1为0.1～0.8，然后再以5～100℃/s的加热速度C2加热到在A1～Ac1温度范围内的温度T3进行变形，应变量ε2为0.2～0.8，然后以0.2～20℃/s的冷却速度C3冷却至室温。
其中，时间t取决于高碳钢的含碳量、工件尺寸和保温温度，含碳量越大和/或工件尺寸越大所需要的时间t越长，而保温温度越高所需要的时间t越短。冷却速度C1由热膨胀法测定，选择标准是在该冷却速度下高碳钢的Arcm温度小于A1温度，优选的是在该冷却速度下高碳钢的Arcm温度在A1温度以下50～300℃范围内。加热速度C2由热膨胀法测定，选择标准是在该加热速度下，高碳钢的Ac1温度在A1温度以上50～200℃范围内。
本发明的方法也适用于碳含量小于0.85％的高碳钢，具体方法是：将碳含量小于0.85％(质量分数)的高碳钢加热到在A1以上50～400℃范围内的温度T1，并保温5～120分钟的时间t，以使渗碳体充分溶解在奥氏体内，然后以5～100℃/s的冷却速度C1冷却至在A1～Ar1温度范围内的温度T2进行变形，应变量ε1为0.1～0.8，然后再以5～100℃/s的加热速度C2加热到在A1～Ac1温度范围内的温度T3进行变形，应变量ε2为0.2～0.8，然后以0.2～20℃/s的冷却速度C3冷却至室温。
其中，时间t取决于高碳钢的含碳量、工件尺寸和保温温度，含碳量越大和/或工件尺寸越大所需要的时间t越长，而保温温度越高所需要的时间t越短。冷却速度C1由热膨胀法测定，选择标准是在该冷却速度下高碳钢的Ar1温度在A1温度以下50～300℃范围内。加热速度C2由热膨胀法测定，选择标准是在该加热速度下高碳钢的Ac1温度在A1温度以上50～200℃范围内。
本发明的方法也适用于铝含量在0.50～2.0％范围内(质量分数)的高碳钢。
本工艺首先利用过冷和变形的双重作用促进奥氏体向珠光体转变，获得团径小且片层间距小的珠光体，并且抑制过共析钢中网状先共析渗碳体的形成；然后利用“过热”和变形的双重作用促进珠光体向奥氏体转变，获得奥氏体与未溶渗碳体粒子的混合组织；最后在控制冷却过程通过离异共析转变获得所述超细化复相组织。
与现有技术相比，本发明的方法仅需要较小的累积应变量，不需要进行退火处理就可以获得具有由晶粒尺寸小于5μm的铁素体基体和尺寸小于0.5μm的渗碳体粒子组成且铁素体基体中大角度晶界分数高于80％的超细化复相组织的高碳钢。高碳钢的抗拉强度在800～1200MPa之间，室温延伸率超过15％。
附图说明
图1是根据本发明的热机械处理工艺示意图。
图2是实施例1制备的高碳钢的显微组织。
图3是实施例1制备的高碳钢的铁素体基体的晶界取向差分布图。
图4是实施例2制备的高碳钢的显微组织。
图5是实施例2制备的高碳钢的铁素体基体的晶界取向差分布图。
图6是实施例3制备的高碳钢的显微组织。
图7是实施例3制备的高碳钢的铁素体基体的晶界取向差分布图。
具体实施方式
实施例1
图2所示的根据本发明的热机械处理工艺制备的高碳钢的碳含量为0.97％，其它合金元素含量在普通碳素钢的通常范围内。利用热膨胀法测得其Acm为816℃，A1为727℃，当冷却速度C1为30℃/s时，Arcm为600℃，当加热速度C2为20℃/s时，Ac1为810℃。将该高碳钢加热到1000℃保温6分钟后以30℃/s的冷却速度冷却至650℃进行变形，应变量为0.50，然后以20℃/s的加热速度加热到750℃进行变形，应变量为0.30，然后以5℃/s的冷却速度冷却至室温，得到图2所示的超细化复相组织，其中铁素体平均晶粒尺寸约为3.8微米，渗碳体颗粒平均尺寸约为0.4微米。EBSD分析表明，所得超细化复相组织的铁素体基体中大角度晶界(取向差大于15度)的总分数约为92％，如图3所示。从表1给出的室温力学性能可以看出，在相同成分下，通过本实施例制备的具有超细化复相组织的高碳钢的抗拉强度与通过常规正火处理的高碳钢的抗拉强度相当，而延伸率则明显提高，与通过常规等温球化退火处理的高碳钢的延伸率相当。
实施例2
图4所示的根据本发明的热机械处理工艺制备的高碳钢的碳含量为1.00％，铝含量为0.96％，其它合金元素含量在普通碳素钢的通常范围内。利用热膨胀法测得其A1为761℃，当冷却速度C1为30℃/s时，Arcm为540℃，当加热速度C2为20℃/s时，Ac1为850℃。将该高碳钢加热到1050℃保温6分钟后以30℃/s的冷却速度冷却至650℃进行变形，应变量为0.50，然后以20℃/s的加热速度加热到780℃进行变形，应变量为0.40，然后以5℃/s的冷却速度冷却至室温，得到图4所示的超细化复相组织，其中铁素体平均晶粒尺寸约为3.5微米，渗碳体颗粒平均尺寸约为0.3微米。EBSD分析表明，所得超细化复相组织的铁素体基体中大角度晶界(取向差大于15度)的总分数为93％，如图5所示。从表1给出的室温力学性能可以看出，在相同成分下，通过本实施例制备的具有超细化复相组织的高碳钢的抗拉强度与通过常规正火处理的高碳钢的抗拉强度相当，而延伸率则明显提高，与通过常规等温球化退火处理的高碳钢的延伸率相当。
实施例3
图6所示的根据本发明的热机械处理工艺制备的高碳钢的碳含量为0.81％，其它合金元素含量在普通碳素钢的通常范围内。利用热膨胀法测得其A1为727℃，当冷却速度C1为30℃/s时，Ar1为595℃，当加热速度C2为30℃/s时，Ac1为800℃。将该高碳钢加热到900℃保温10分钟后以30℃/s的冷却速度冷却至650℃进行变形，应变量为0.30，然后以30℃/s的加热速度加热到750℃进行变形，应变量为0.50，然后以5℃/s的冷却速度冷却至室温，得到图6所示的超细化复相组织，其中铁素体平均晶粒尺寸约为3.0微米，渗碳体颗粒平均尺寸约为0.3微米。EBSD分析表明，所得超细化复相组织的铁素体基体中大角度晶界(取向差大于15度)的总分数为90％，如图7所示。从表1给出的室温力学性能可以看出，在相同成分下，通过本实施例制备的具有超细化复相组织的高碳钢的抗拉强度与通过常规正火处理的高碳钢的抗拉强度相当，而延伸率则明显提高，与通过常规等温球化退火处理的高碳钢的延伸率相当。
表1通过本发明方法制备的高碳钢的室温力学性能
Claims (3)
1、一种用于高碳钢的热机械处理工艺，其特征在于：将按质量分数计，碳含量在0.85～2.0％范围内的高碳钢加热到在Acm以上50～300℃范围内的温度T1，并保温5～120分钟的时间t，以使渗碳体充分溶解在奥氏体内，然后以5～100℃/s的冷却速度C1冷却至在A1～Arcm温度范围内的温度T2进行变形，应变量ε1为0.1～0.8，然后再以5～100℃/s的加热速度C2加热到在A1～Ac1温度范围内的温度T3进行变形，应变量ε2为0.2～0.8，然后以0.2～20℃/s的冷却速度C3冷却至室温；碳含量小于0.85％的高碳钢则加热到在A1以上50～400℃范围内的温度T1，渗碳体充分溶解在奥氏体内后以5～100℃/s的冷却速度C1冷却至在A1～Ar1温度范围内的温度T2进行变形，其余工艺过程与碳含量在0.85～2.0％范围内相同。
2、如权利要求1所述的热机械处理工艺，其特征在于，冷却速度C1由热膨胀法测定，对于碳含量在0.85～2.0％范围内的高碳钢，在该冷却速度下，高碳钢的Arcm温度在A1温度以下50～300℃范围内；对于碳含量小于0.85％的高碳钢，在该冷却速度下，高碳钢的Ar1温度在A1温度以下50～300℃范围内。
3、如权利要求1所述的热机械处理工艺，其特征在于，加热速度C2由热膨胀法测定，在该加热速度下，高碳钢的Ac1温度在A1温度以上50～200℃范围内。
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