CN107338351B - 利用原位纳米AlN异质形核加速钢中贝氏体相变的方法 - Google Patents

利用原位纳米AlN异质形核加速钢中贝氏体相变的方法 Download PDF

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Abstract

一种利用原位纳米AlN异质形核加速钢中贝氏体相变的方法，其主要是在碳含量为0.4‑1.2wt％、硅含量为1.5‑2.8wt％、并含有MnCrNiMo合金钢中，加入0.1‑0.2wt％的Al和100‑200ppm的N；在钢的热变形和热处理过程中，在钢中原位析出尺寸为20‑100nm、体积分数0.1‑0.2vol.％的均匀分布的AlN颗粒，贝氏体相变时间0.5‑5h，得到厚度为30‑100nm的贝氏体板条。本发明贝氏体相变时间缩短1‑10倍；贝氏体铁素体板条和残余奥氏体薄膜更加细小；这种贝氏体钢具有更加优异的焊接性能。

Description

利用原位纳米AlN异质形核加速钢中贝氏体相变的方法
技术领域
本发明属于材料技术领域，特别涉及一种加速钢中贝氏体相变的方法。
背景技术
钢中添加Si元素可有效抑制贝氏体转变过程中奥氏体中渗碳体的析出，从而获得条状贝氏体型铁素体与薄膜状或块状的残余奥氏体组织，这种组织叫做无碳化物贝氏体组织。与传统贝氏体和马氏体组织相比，无碳化物贝氏体可以实现高强度与高塑性的配合。而无碳化物贝氏体相变受控于碳在贝氏体/奥氏体相界面的扩散速度，贝氏体形成速率较慢，中高碳钢实现无碳化物贝氏体组织往往需要较长的等温转变时间，其较长的制备工艺周期造成经济成本增加及应用推广限制等。因此，国内外学者针对加速无碳化物贝氏体转变进行了大量的研究，目前加速贝氏体钢相变的手段可归纳为四个方面：(1)优化成分设计，增大自由能差(γ→α)，获得更大的相变驱动力，如添加Co和Al等元素；(2)应用应力、应变诱导相变，通过增加贝氏体相变形核率，开发了预变形、外加应力场等工艺；(3)分级等温加速贝氏体相变，通过先转变贝氏体或马氏体引发奧氏体塑性协调，增加位错密度，从而激发低温贝氏体的相变，如马氏体预相变工艺；(4)细化原奥氏体晶粒加速贝氏体相变，晶粒细化，晶界增多，可为贝氏体相变提供较多的形核位置，从而加速贝氏体相变。同时也有文献指出，粗大晶粒虽然提供较少的形核位置，但是粗化原奥晶粒有利于贝氏体束的长大。这些工艺方法，不仅加速贝氏体相变的效果不明显，同时，或者造成钢的成本大幅度增加，或者使钢的制造工艺复杂化。
发明内容
本发明的目的在于提供一种能够大幅度缩短钢的贝氏体相变孕育期和转变时间、并且明显细化贝氏体组织的利用原位析出纳米AlN共格异质形核加速钢中贝氏体转变的方法。本发明主要是通过在钢中加入微量的Al和N，在钢的热变形和热处理过程中，使Al和N以AlN化合物形式原位析出，在奥氏体中形成少量的纳米AlN颗粒，钢在贝氏体相变温度相变时纳米AlN颗粒作为异质相，使贝氏体相中的先析出贝氏体铁素体相在纳米AlN颗粒上共格形核，诱发和催化贝氏体相变。
本发明的方法如下：
(1)在碳含量为0.4-1.2wt％、硅含量为1.5-2.8wt％、并含有MnCrNiMo合金钢中，加入0.1-0.2wt％的Al、100-200ppm的N；
(2)利用电炉冶炼钢水铸成钢锭，将钢锭加热到1200-1250℃保温2-5h，然后对钢锭进行轧制或者锻造热变形，终变形温度大于等于900℃，变形比5-8，变形量均分5-8次变形完成，在钢中原位析出尺寸为20-100nm、体积分数0.1-0.2vol.％的均匀分布的AlN颗粒；
(3)将经过热成形后的钢坯加热到850-950℃，保温1-3h进行奥氏体化处理，然后以0.2℃/s或0.5℃/s或0.6℃/s或0.7℃/s的冷却速度冷却到200-350℃等温0.5-5h，完成贝氏体相变后空冷到室温；再加热到250-350℃保温1-2h后空冷，得到厚度为30-100nm的贝氏体板条。
本发明与现有技术相比具有如下优点：
贝氏体相变时间缩短1-10倍；贝氏体铁素体板条和残余奥氏体薄膜更加细小；这种贝氏体钢具有更加优异的焊接性能。
说明书附图
图1是本发明实施例1中有、无AlN情况下贝氏体钢在350℃等温相变动力学曲线图。
具体实施方式：
实施例1
一种Fe-0.42C-1.5Si-1.8Mn-1.0Cr-0.3Mo-0.2Ni-0.1Al-0.01N钢，其余为少量的P和S等杂质，利用电炉冶炼钢水后，将钢水铸成钢锭，将钢锭加热到1200℃保温5h，然后对钢锭进行轧制热变形，终变形温度900℃，变形比8，变形量均分8次变形完成，在钢中原位析出尺寸为20-100nm、体积分数0.1vol.％的均匀分布的AlN颗粒；将经过热成形后的钢坯加热到950℃，保温2h进行奥氏体化处理，然后以0.5℃/s的冷却速度冷却到350℃等温0.5h后空冷到室温；再加热到350℃保温1h后空冷。以上成分和处理工艺获得贝氏体钢的相变时间0.5h，平均贝氏体板条厚度为95nm左右。
图1所示，在有AlN和无AlN两种情况下，以上成分贝氏体钢在350℃等温贝氏体相变动力学曲线图，可以看出在无AlN情况下相变时间为1.3h，有AlN情况下相变时间大幅度缩短至0.5h。
实施例2
一种Fe-0.70C-2.6Si-0.70Mn-0.41Cr-0.15Al-0.013N钢，其余为少量的P和S等杂质，利用电炉冶炼钢水后，将钢水铸成钢锭，将钢锭加热到1230℃保温3h，然后对钢锭进行轧制热变形，终变形温度920℃，变形比6，变形量均分6次变形完成，在钢中原位析出尺寸为20-100nm、体积分数0.12vol.％的均匀分布的AlN颗粒；将经过热成形后的钢坯加热到900℃，保温1h进行奥氏体化处理，然后以0.7℃/s的冷却速度冷却到350℃等温1h后空冷到室温；再加热到320℃保温2h后空冷。以上成分和处理工艺获得贝氏体钢的相变时间1h，平均贝氏体板条厚度为60nm左右。
实施例3
一种Fe-1.0C-2.0Si-0.21Mn-1.51Cr-0.20Al-0.020N钢，其余为少量的P和S等杂质，利用电炉冶炼钢水后，将钢水铸成钢锭，将钢锭加热到1250℃保温2h，然后对钢锭进行轧制热变形，终变形温度910℃，变形比6，变形量均分5次变形完成，在钢中原位析出尺寸为20-100nm、体积分数0.20vol.％的均匀分布的AlN颗粒；将经过热成形后的钢坯加热到860℃，保温3h进行奥氏体化处理，然后以0.2℃/s的冷却速度冷却到230℃等温4h后空冷到室温；再加热到250℃保温2h后空冷。以上成分和处理工艺获得贝氏体钢的相变时间4h，平均贝氏体板条厚度为50nm左右。
实施例4
一种Fe-1.2C-2.0Si-1.51Mn-1.20Cr-0.4Mo-0.18Al-0.018N钢，其余为少量的P和S等杂质，利用电炉冶炼钢水后，将钢水铸成钢锭，将钢锭加热到1250℃保温3h，然后对钢锭进行轧制热变形，终变形温度900℃，变形比5，变形量均分5次变形完成，在钢中原位析出尺寸为20-100nm、体积分数0.18vol.％的均匀分布的AlN颗粒；将经过热成形后的钢坯加热到900℃，保温3h进行奥氏体化处理，然后以0.6℃/s的冷却速度冷却到200℃等温5h后空冷到室温；再加热到250℃保温2h后空冷。以上成分和处理工艺获得的贝氏体钢的相变时间5h，平均贝氏体板条厚度为30nm。

Claims (1)

1.一种利用原位纳米AlN异质形核加速钢中贝氏体相变的方法，其特征是：它包括如下步骤：
(1)在碳含量为0.4-1.2wt％、硅含量为1.5-2.8wt％、并含有MnCrNiMo合金钢中，加入0.1-0.2wt％的Al和100-200ppm的N；
(2)利用电炉冶炼钢水铸成钢锭，将钢锭加热到1200-1250℃保温2-5h，然后对钢锭进行轧制或者锻造热变形，终变形温度大于等于900℃，变形比5-8，变形量均分5-8次变形完成，在钢中原位析出尺寸为20-100nm、体积分数0.1-0.2vol.％的均匀分布的AlN颗粒；
(3)将经过热成形后的钢坯加热到850-950℃，保温1-3h进行奥氏体化处理，然后以0.2℃/s或0.5℃/s或0.6℃/s或0.7℃/s的冷却速度冷却到200-350℃等温0.5-5h，完成贝氏体相变后空冷到室温；再加热到250-350℃保温1-2h后空冷，得到厚度为30-100nm的贝氏体板条组织。
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