CN106521350A

CN106521350A - 一种高韧性中高碳超细贝氏体钢的制备方法

Info

Publication number: CN106521350A
Application number: CN201611020508.3A
Authority: CN
Inventors: 刘宁; 张昕; 冯建航; 殷福星; 丁静
Original assignee: Hebei University of Technology
Current assignee: Hebei University of Technology
Priority date: 2016-11-21
Filing date: 2016-11-21
Publication date: 2017-03-22

Abstract

本发明为一种高韧性中高碳超细贝氏体钢的制备方法。所述的贝氏体钢，其化学质量百分比为：C：0.48～0.78%，Si：1.5～2.5%，Mn：0.6～1.2%，Cr：0.8～1.4%，其余为Fe和不可避免的杂质；该方法包括以下步骤：按照以上成分组成真空熔炼得到合金钢铸坯，铸坯经锻造后直接在850～910℃保温0.2～1.0小时后取出；将取出的锻坯以10～20℃/s的降温速率降至450～600℃，然后进行轧制变形，变形量为15～33%；再将变形后的钢料进行两步等温处理，最后获得高强度高韧性超细贝氏体钢。本发明得到的贝氏体钢在保证获得超高强度和良好塑性的同时，冲击韧性较现有方法制备的超细贝氏体钢提高2～5倍。且具有生产成本低、周期短的特点。

Description

一种高韧性中高碳超细贝氏体钢的制备方法

技术领域

本发明属于超细贝氏体钢技术领域，尤其涉及一种高韧性中高碳超细贝氏体钢的制备方法。

背景技术

钢材的强度随着碳含量的增加而提高，但其塑性和韧性降低，如何实现强度和塑韧性的良好匹配，已成为提高其使用性能和挖掘其使用潜能的重要课题。相比马氏体钢或贝氏体/马氏体复相钢，具有超细板条贝氏体铁素体的贝氏体钢因其更好的强塑性匹配、冲击韧性和疲劳强度，受到广泛重视。

超细贝氏体钢由剑桥大学Bhadeshia等提出(美国专利US6884306)，通过利用Si对碳化物析出的抑制作用，将铸锭奥氏体化后在稍高于马氏体转变点的温度等温，获得由纳米结构的贝氏体铁素体板条和板条间富碳的残余奥氏体薄膜组成的贝氏体钢，具备超高强度和较高的断裂韧性，但是等温时间长达1～3周。专利CN103898299B公开了一种C-Si-Mn-Al系高碳钢，该钢锻造后在230℃保温获得抗拉强度2400MPa的无碳化物纳米贝氏体，但延伸率仅有1.3～7％。专利CN101693981B公开了一种C-Si-Mn-Al-Cr-W系高碳钢，该钢轧制后在220～260℃的盐浴中等温制得纳米结构贝氏体钢，抗拉强度达到2000～2300MPa，但室温冲击功仅为7～22J。专利CN102112644A公开了一种C-Si-Mn-Cr-Mo系高碳钢，该钢在250℃等温获得超级贝氏体组织，抗拉强度达到2098MPa，但室温冲击功仅为4～7J。可见，长时间的等温过程和较低的冲击性能成为制约超细贝氏体钢在工业应用的关键。为了进一步开发这种超高强度纳米结构的贝氏体钢及其制备工艺，国内外进行了很多探索和研究，主要包含以下几个方面：

1)降低C含量提高贝氏体钢塑性，如“低碳贝氏体钢及其制备方法”(CN101104906)，“一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法”(CN102732790A)，“一种高性能低碳含Mo贝氏体钢及其制备方法”(CN104018069A)，“一种超高强度超低碳贝氏体钢的制备方法”(CN1916195)，“一种贝氏体钢的制备方法”(CN102560261B)，“一种铌钼复合微合金化高强度贝氏体钢的制备方法”(CN104451380B)等专利。但是C含量的降低必然造成强度下降，只能通过复合添加Mn、Cr、Mo、Nb、V、Ti等多种合金元素的方法加以改善，致使生产成本提高，且低碳贝氏体钢的强度一般不超过1000MPa。

2)调整合金元素含量或添加Co和Al等元素，从而加快贝氏体相变速度、缩短等温处理时间，如“贝氏体钢及其制造方法”(CN102112644A)，“一种2100MPa纳米贝氏体钢及其制备方法”(CN103451549B),“高铝纳米贝氏体钢高速铁路辙叉及其制造方法”(CN101748331B)等专利。但是该方法不能明显改善钢材的冲击韧性，且增加了钢材的生产成本。

3)贝氏体相变之前进行轧制处理。专利CN103468906A公开了一种低温温轧制备2000MPa级纳米尺度贝氏体钢工艺，C-Si-Mn-Cr-Mo-V-Nb系高碳钢首先进行高温热轧，然后通过层流冷却到300～600℃进行冷轧，轧后再于200～300℃保温3～6h后空冷，所制备的贝氏体钢抗拉强度为1800～2127MPa，延伸率为4～14.4％。但是该法工艺复杂，钢中添加了Mo、V、Nb等贵金属元素，制备成本较高。

4)改进热处理工艺实现纳米贝氏体钢强度和韧性的同步提高。专利CN103555896B公开了一种超高强度高韧性多步等温贝氏体钢及其制备方法，保温时间第一步为0.2～3小时，第二步为2～50小时，第三步为24～240小时，第四步为50～360小时，等温介质为盐浴、惰性气氛和微弱还原气氛中的一种。专利CN104451408B公开了一种中碳超高强贝氏体钢及其制备方法，C-Si-Mn-Cr-Mo-Co-Al系中碳钢在250～270℃和280～300℃温度区间交替等温处理，交替周期0.1～1小时，处理3～24小时然后空气冷却至室温。这两种方法生产工艺均较复杂，对设备及工艺条件的要求较高，尤其是贝氏体的等温转变时间过长，而且添加了多种合金元素，提高了生产成本。

发明内容

为了克服上述技术和性能的不足之处，本发明提供一种高韧性超细贝氏体钢的制备工艺，通过对钢材进行中温变形和分级等温处理，加快贝氏体相变速度、缩短热处理时间、提高贝氏体钢综合性能，同时减少钢中合金元素含量，降低生产成本。该工艺操作简单、成本较低，适用于大部分中高碳钢。

本发明提供以下的技术方案：

一种高韧性中高碳超细贝氏体钢的制备方法，包括以下步骤：

所述的高韧性中高碳超细贝氏体钢，其化学质量百分比如下：C：0.48～0.78％，Si：1.5～2.5％，Mn：0.6～1.2％，Cr：0.8～1.4％，其余为Fe和不可避免的杂质；

(1)按照以上成分组成真空熔炼得到合金钢铸坯，然后将铸坯热锻成所需尺寸，锻坯无需进行高温扩散退火，直接在850～910℃加热，经过0.2～1.0小时均热保温后取出；

(2)中温变形工艺：将取出的锻坯以10～20℃/s的降温速率降至450～600℃，然后进行单道次或双道次轧制变形，每道次变形量为15～19％，总变形量为15～33％，终轧温度为400～520℃，得到变形后的钢料；

(3)分级等温热处理工艺：将变形后的钢料进行两步等温：第一步在300～340℃条件下于盐浴炉中保温0.1～1.0小时，第二步在220～270℃条件下于盐浴炉中保温1～4小时，然后空冷至室温，最后获得高强度高韧性超细贝氏体钢。

本发明的实质性特点为：

本发明的创新点为利用中温变形以及分级等温工艺来获得纳米结构贝氏体组织。本发明克服通过添加大量合金元素缩短相变孕育期、改变相变驱动力从而加速贝氏体转变的传统超细贝氏体钢制备思路，利用中温变形工艺促使钢中位错密度和畸变能增加，为贝氏体相变提供更多形核位置和驱动力，同时结合分级等温工艺，在保证获得纳米结构贝氏体组织前提下，减少合金元素含量，缩短贝氏体相变时间。

本发明的有益效果为：

1)具有优异的性能。本发明所涉及的贝氏体钢抗拉强度为1500～2000MPa，延伸率为12～22％，室温冲击韧性为40～100J/cm²。在保证获得超高强度和良好塑性的同时，冲击韧性较现有方法制备的超细贝氏体钢提高2～5倍。

2)成本低、效率高。与现有的纳米贝氏体钢相比，不添加Ni、Mo、W、Nb等贵合金元素，显著降低生产成本。锻坯无需高温扩散退火过程，并通过中温变形和分级等温工艺，大幅缩短了低温纳米贝氏体转变时间，由现有的12～200小时降低至2～6小时。

3)应用前景广泛。本发明制备的超细贝氏体钢具有高强度、良好的塑性和高韧性的特点，能较好地满足精密器件、汽车领域及重型设备用钢的要求。

附图说明

图1本发明中高韧性中高碳超细贝氏体钢制备工艺示意图；

图2实施例3中得到的高韧性中高碳超细贝氏体钢金相组织光学照片；

图3实施例3中得到的高韧性中高碳超细贝氏体钢透射电镜图；

具体实施方式

本发明采用对比钢1(CN102112644A)、对比钢2(CN103451549B)作为对比钢，其化学成分如表1所示。

下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步描述，并非对本发明保护范围的限制。

实施例1

将真空冶炼浇注得到的铸坯加热至1170℃均热后热锻至截面尺寸为40×40mm的样品，然后于900℃保温30分钟，再以15～20℃/s的降温速率冷却至570～595℃进行单道次轧制，变形量为16.6％，轧后温度为500～520℃，然后迅速放入340℃的盐浴炉中等温0.5小时，再转入270℃的盐浴炉中等温2h，最后空冷至室温。铸坯的化学成分如表1所示，

实施例2

将真空冶炼浇注得到的铸坯加热至1170℃均热后热锻至截面尺寸为40×40mm的样品，然后于860℃保温30分钟，再以15～20℃/s的降温速率冷却至460～490℃进行单道次轧制，变形量为15.9％，轧后温度为410～430℃，然后迅速放入310℃的盐浴炉中等温0.5小时，再转入230℃的盐浴炉中等温4h，最后空冷至室温。铸坯化学成分如表1所示。

实施例3

将真空冶炼浇注得到的铸坯加热至1170℃均热后热锻至截面尺寸为40×40mm的样品，然后于870℃保温30分钟，再以15～20℃/s的降温速率冷却至525～560℃进行单道次轧制，变形量为17.3％，轧后温度为480～500℃，然后迅速放入330℃的盐浴炉中等温0.5小时，再转入245℃的盐浴炉中等温2h，最后空冷至室温。铸坯化学成分如表1所示。

实施例4

将真空冶炼浇注得到的铸坯加热至1170℃均热后热锻至截面尺寸为40×40mm的样品，然后于870℃保温30分钟，再以15～20℃/s的降温速率冷却至525～560℃进行双道次轧制，总变形量为31.2％，轧后温度为420～450℃，然后迅速放入330℃的盐浴炉中等温0.5小时，再转入245℃的盐浴炉中等温2h，最后空冷至室温。铸坯化学成分如表1所示。

本发明实施例得到的是片层状贝氏体铁素体和分布于片层之间的残余奥氏体组成的超细组织。图2是实施例3中的高韧性中高碳超细贝氏体钢金相组织光学照片，图3是实施例3中贝氏体钢的透射电镜图。可以看出，贝氏体钢中超细亚结构为厚度50～200nm的薄片贝氏体铁素体和厚度小于40nm的富碳残余奥氏体薄膜，无明显碳化物析出，奥氏体体积分数为12～27.8％。在受到外力作用下发生塑性变形时，奥氏体薄膜吸收和消耗能量，延缓裂纹的扩展，显著提高了贝氏体钢的塑韧性。从而得到抗拉强度为1500～2000MPa，延伸率为12～22％，室温冲击韧性为40～100J/cm²的高强度高韧性贝氏体钢。

表1钢的化学成分(wt.％)

不同成分贝氏体钢的力学性能如表2所示。

表2力学性能

从表2中贝氏体钢的力学性能数据可以看到，与现有技术相比，本发明以低成本的Si、Mn、Cr为主要添加元素，不添加Ni、Mo、W、Co等贵合金元素，显著降低生产成本。锻坯无需高温扩散退火过程，并通过中温变形和分级等温工艺，大幅缩短了低温纳米贝氏体转变时间，由现有的12～200小时降低至2～6小时。所获得的贝氏体钢在保证高强度的同时，延伸率和室温冲击功较现有方法制备的纳米贝氏体钢提高2～5倍，具有显著的进步性。

以上实施例的发明机理为：

(1)本具体实施方式中将奥氏体化后的锻坯快速冷却到450～600℃进行单道次或双道次轧制变形，每道次变形量为15～19％。由于快速降温后的几分钟内贝氏体转变尚未开始，处于预相变期，通过变形促使钢中位错密度和畸变能增加，从而为贝氏体相变提供更多形核位置和驱动力；与未进行变形直接等温的方法相比，贝氏体形核率和转变速率显著提高；

(2)本具体实施方式在第一步高温等温能够加速贝氏体相转变，形成的块状残余奥氏体能够在第二步低温等温时转变为更细小的贝氏体板条，促进纳米级片层状残余奥氏体薄膜和贝氏体铁素体的形成，从而减小平均板条厚度，消除大块状残余奥氏体对材料性能的不利影响，显著提高贝氏体钢的韧性。

因此，本具体实施方式制备的贝氏体钢具有高强度、良好的塑性和高韧性的特点，能较好地满足精密器件、汽车领域及重型设备用钢的要求。

本发明未尽事宜为公知技术。

Claims

1.一种高韧性中高碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征为包括以下步骤：

所述的高韧性中高碳超细贝氏体钢，其化学质量百分比如下：C：0.48～0.78%， Si：1.5～2.5%， Mn：0.6～1.2%， Cr：0.8～1.4%，其余为Fe和不可避免的杂质；

（1）按照以上成分组成真空熔炼得到合金钢铸坯，然后将铸坯热锻成所需尺寸，锻坯无需进行高温扩散退火，直接在850～910℃加热，经过0.2～1.0小时均热保温后取出；

（2）中温变形工艺：将取出的锻坯以10～20℃/s的降温速率降至450～600℃，然后进行单道次或双道次轧制变形，每道次变形量为15～19%，总变形量为15～33%，终轧温度为400～520℃，得到变形后的钢料；

（3）分级等温热处理工艺：将变形后的钢料进行两步等温：第一步在300～340℃条件下于盐浴炉中保温0.1～1.0小时，第二步在220～270℃条件下于盐浴炉中保温1～4小时，然后空冷至室温，最后获得高强度高韧性超细贝氏体钢。