CN110129525A - 一种低温贝氏体钢的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种低温贝氏体钢的制备方法，包括球化退火、真空均匀化、奥氏体化和贝氏体等温相变，其不同在于，还包括奥氏体化后的保温淬火，该保温淬火的温度和时间分别为168‑195℃和45‑80s；此外，钢坯在奥氏体化后以1‑5℃/s的速率冷却到保温淬火温度。本发明通过保温淬火引发马氏体预相变，预先生成的部分马氏体与未转变过冷奥氏体形成马氏体/奥氏体界面，能增加界面的总面积，可提供更多的可形核位置；马氏体形成都伴随着体积膨胀，增加了过冷奥氏体中位错密度并形成应力场，提前贝氏体形核时间，缩短相变孕育期，有效增加贝氏体形核速率；能有效加快贝氏体长大速率，操作简单，大大加快生产速率，具有重要的推广价值。

Description

一种低温贝氏体钢的制备方法
技术领域
本发明属于钢铁冶炼技术领域，涉及一种低温贝氏体钢的制备方法。
背景技术
低温贝氏体钢组织由纳米级贝氏体板条束和残留奥氏体两相组成，目前，低温贝氏体钢的强度和断裂韧性分别可高达2.2GPa和30-40MPa.m1/2，且其具有优良的强韧性，然而，由于低温贝氏体钢的制备原理是在低温下进行等温转变，贝氏体板条形核与长大速率较低，造成制备周期过长的缺点。
W.Gong等通过扫描电子显微镜和背散射衍射观察等方法研究了高碳钢预相变生成部分马氏体后的纳米贝氏体相变行为，结果表明，马氏体预相变能提高贝氏体相变速率，马氏体板条体积膨胀使过冷奥氏体中位错密度增加并形成应力场，应力场和较高的位错密度不但能提高形核速率，还能明显缩短贝氏体孕育期。
超级贝氏体钢中硅(Si)元素的存在主要是为了抑制脆性碳化物的析出，使得残余奥氏体具有更好的机械稳定性；硅元素抑制碳化物析出，与Si元素在钢中的含量有很大的关系，研究发现：当钢中Si元素含量高于1.6wt％时，对碳化物析出的抑制作用较为明显。
公开号为CN03966520A的中国发明专利申请公开了一种含有微量碳化物的贝氏体钢轨及其生产方法，其通过乳制、冷却、回火等手段在贝氏体钢中虽得到了少量的碳化物(体积分数在1-5％之间)，但其制备时间较长、工艺参数控制严格、步骤较为复杂且得到的碳化物体积分数相对较低，不利于提高工业生产效益。
因此，研究开发一种高效、经济、环保的生产方式来实现对超级贝氏体钢的生产是广大金属材料科研工作者和生产技术人员不懈努力的方向。
到目前为止，己公开的超级贝氏体钢的制造方法有主要有一步贝氏体法和多步贝氏体法，如：公开号为CN103451549A的中国发明专利申请公开了一种2100Mpa纳米贝氏体钢及其制备方法，公开号为CN103555896B的中国发明专利申请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，其分别利用一步贝氏体法和多步贝氏体法，制备得到了性能优良的超级贝氏体钢，但是，都未从根本上解决制造时间过长这一关键问题，并且对超级贝氏体钢中析出行为的研究未见报道。
发明内容
本发明弥补了现有技术存在的不足，提供了一种低温贝氏体钢的制备方法，该方法利用马氏体预相变对贝氏体相变的影响，可有效加快低温贝氏体钢的生产速率，在工业上具有重要的推广价值。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
一种低温贝氏体钢的制备方法，依次包括以下步骤：球化退火、真空均匀化、奥氏体化和贝氏体等温相变，此外，还包括奥氏体化后的保温淬火。
具体地，所述保温淬火的温度和时间分别为168-195℃和45-80s。
具体地，所述奥氏体化步骤后，钢坯以1-5℃/s的速率冷却到保温淬火温度。
在上述技术方案中，所述保温淬火步骤具体为：在175-182℃下恒温淬火55-68s，优选为180℃下恒温淬火60s。
在上述技术方案中，所述保温淬火步骤具体为：在160-172℃下恒温淬火25-35s，随后在2-4s内升温至182-195℃下恒温淬火35-45s。
进一步地，在上述技术方案中，所述球化退火步骤具体为：在800-835℃下球化退火100-135min。
优选地，所述球化退火步骤具体为：在820℃下球化退火120min。
进一步地，在上述技术方案中，所述真空均匀化步骤具体为：在真空度为50-85Pa、1075-1128℃下保温均匀化45-52h，随后自然冷却至室温。
优选地，所述真空均匀化步骤具体为：在真空度为55Pa、1100℃下保温均匀化48h，随后自然冷却至室温。
再进一步地，在上述技术方案中，所述奥氏体化步骤具体为：在975-1018℃下奥氏体化28-35min，随后以2.5-4.8℃/s的速率冷却到保温淬火温度。
优选地，所述奥氏体化步骤具体为：在1000℃下奥氏体化30min，随后以4℃/s的速率冷却到保温淬火温度。
还进一步地，在上述技术方案中，所述贝氏体等温相变步骤具体为：在285-324℃下保温32-45min。
优选地，所述贝氏体等温相变步骤具体为：在300℃下保温40min。
又进一步地，在上述技术方案中，所述钢的化学成分及其含量为，C：0.77-0.84wt％，Si：1.62-1.73wt％，Mn：1.88-2.15wt％，Cr：0.88-1.15wt％，Mo：0.21-0.33wt％，Co:3.25-4.18wt％，Al：1.18-1.45wt％，其余为Fe和不可避免杂质。
优选地，在上述技术方案中，所述钢的金相组织为纳米级贝氏体板条+奥氏体，且有大量弥散粒子析出。
优选地，在上述技术方案中，所述钢的化学成分及其含量为，C：0.81wt％，Si：1.67wt％，Mn：2.01wt％，Cr：1.00wt％，Mo：0.26wt％，Co:3.70wt％，Al：1.30wt％，其余为Fe和不可避免杂质。
根据本发明另一方面提供了上述制备方法制备得到的低温贝氏体钢。
具体地，上述制备方法制备得到的低温贝氏体钢的力学性能为，屈服强度ReL为1480-1575MPa，抗拉强度Rm为1897.5-1955.5MPa，冲击功为11.8-12.9J，延伸率为12.25-12.58％，兼具高强度及优良塑韧性。
根据本发明还一方面提供了上述制备方法在结构钢生产领域中的应用，所制备得到的低温贝氏体钢可广泛应用于装甲、防弹钢板和汽车用钢等大型器件上。
与现有技术相比，本发明具有如下优点：
(1)本发明所提供的低温贝氏体钢的制备方法通过保温淬火引发马氏体预相变，其方法简单，且易于操作；
(2)本发明所提供的低温贝氏体钢的制备方法中，预先生成的部分马氏体与未转变过冷奥氏体形成马氏体/奥氏体界面，能进一步增加界面的总面积，为贝氏体提供更多的可形核位置，从而增加贝氏体形核数量，另一方面，马氏体形成都伴随着体积的膨胀，增加了过冷奥氏体中位错密度并形成应力场，使贝氏体形核时间提前，相变孕育期显著缩短，因此，有效增加了贝氏体的形核速率；
(3)本发明所提供的低温贝氏体钢的制备方法中，能有效加快贝氏体的长大速率，贝氏体形核后均开始向晶内生长，在等温过程中，贝氏体板条不断伸长并粗化，贝氏体体积分数不断增加，而预先生成部分马氏体能加速贝氏体转变；
(4)本发明所提供的低温贝氏体钢的制备方法，针对现有的低温贝氏体钢的制备周期较长的缺陷，利用马氏体预相变对贝氏体相变的影响，可将低温贝氏体钢的制备时间缩短一半，能大大加快生产速率，在工业上具有重要的推广价值。
附图说明
图1本发明实施例1中一种含有低温纳米贝氏体钢的在开始形核时的激光共聚焦高温扫描显微组织图；
图2本发明实施例1中一种含有低温纳米贝氏体钢的在形核长大时的激光共聚焦高温扫描显微组织图；
图3本发明实施例2中一种在无马氏体预相变条件下得到的低温纳米贝氏体钢的在开始形核时的激光共聚焦高温扫描显微组织图；
图4本发明实施例2中一种在无马氏体预相变条件下得到的低温纳米贝氏体钢的在形核长大时的激光共聚焦高温扫描显微组织图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例，对本发明的具体实施方式作进一步详细描述。
以下实施例仅用于说明本发明，并不用来限制本发明的保护范围。
以下实施例中所使用的实验方法如无特殊说明，均为常规方法。
以下实施例中所用的材料、试剂等，如无特殊说明，均可从商业途径得到。
实施例1
本发明实施例提供了一种纳米贝氏体钢的制备方法，该钢的化学成分及其含量为，C：0.81wt％，Si：1.67wt％，Mn：2.01wt％，Cr：1.00wt％，Mo：0.26wt％，Co：3.70wt％，Al：1.30wt％，其余为Fe和不可避免杂质。
其制备方法具体包括以下步骤：
S1、将试验钢经箱式炉在820℃下保温2h球化退火，以改善其切削性能，随后，在真空条件下(60Pa)、1100℃均匀化48h，以减小合金元素偏析对组织的影响，最后，采用线切割加工成4×4×4mm方形试样。
在保证待观察面与下表面平行的前提下，将试样待观察面研磨并抛光至表面无划痕；用Gleeble3500热模拟试验机，测定试样的马氏体相变开始温度(MS)为219℃，贝氏体相变开始温度(BS)为403℃，Ac3温度为852℃,结合MUCG83计算等温转变TTT曲线。
S2、在1000℃下奥氏体化30min，随后以4℃/s的速率冷却到保温淬火DIT温度180℃，保温1min，最后在300℃下保温40min，即QBT工艺。
图1和图2分别为本发明实施例1在开始形核和形核长大时的激光共聚焦高温扫描显微组织图，分析图1可知，该QBT试样在180℃保温淬火后形成了一定量的板条马氏体，板条马氏体呈浮凸状；图2为QBT试样在300℃保温120s后的组织形貌，此时，贝氏体已经开始形核并长大，贝氏体束在预先生成的马氏体板条上形核并已长大至约22μm。
本实施例所制备的纳米贝氏体钢的物理力学性能为：屈服强度ReL为1543.5MPa，抗拉强度Rm为1925.8MPa，冲击功为12.3J，延伸率为12.44％，兼具高强度及优良塑韧性。
实施例2
本发明实施例提供了一种纳米贝氏体钢的制备方法，该钢的化学成分及其含量为，C：0.81wt％，Si：1.67wt％，Mn：2.01wt％，Cr：1.00wt％，Mo：0.26wt％，Co：3.70wt％，Al：1.30wt％，其余为Fe和不可避免杂质。
其制备方法具体包括以下步骤：
S1、将试验钢经箱式炉在820℃下保温2h球化退火，以改善其切削性能，随后，在真空条件下(60Pa)、1100℃均匀化48h，以减小合金元素偏析对组织的影响，最后，采用线切割加工成4×4×4mm方形试样。
与实施例1相类似，在保证待观察面与下表面平行的前提下，将试样待观察面研磨并抛光至表面无划痕；用Gleeble3500热模拟试验机，测定试样的马氏体相变开始温度(MS)为219℃，贝氏体相变开始温度(BS)为403℃，Ac3温度为852℃,结合MUCG83计算等温转变TTT曲线。
S2、在1000℃下奥氏体化30min，随后以4℃/s的速率冷却到300℃，随后在300℃下保温40min，即DIT工艺。
图3和图4分别为本发明实施例2在开始形核和形核长大时的激光共聚焦高温扫描显微组织图，分析图3可知，该DIT试样由奥氏体化温度1000℃刚降至300℃时，并未发现类似马氏体或贝氏体组织的存在，此时的组织为过冷奥氏体，组织中黑色线条为奥氏体晶界；图4为试样在300℃保温280s后的组织形貌，此时，贝氏体束已在奥氏体晶界形核并长大至约10μm。
本实施例所制备的纳米贝氏体钢的物理力学性能为：屈服强度ReL为1487.8MPa，抗拉强度Rm为1857.8MPa，冲击功为12.6J，延伸率为11.59％，兼具高强度及优良塑韧性。
实施例3
本发明实施例提供了一种纳米贝氏体钢的制备方法，该钢的化学成分及其含量为，C：0.81wt％，Si：1.67wt％，Mn：2.01wt％，Cr：1.00wt％，Mo：0.26wt％，Co：3.70wt％，Al：1.30wt％，其余为Fe和不可避免杂质。
其制备方法与实施例1类似，区别在于，步骤S2中，在1000℃下奥氏体化30min，随后以4℃/s的速率冷却到168℃，保温30s，随后在3s内升温至188℃，保温30s，最后在300℃下保温40min，即QBT工艺。
本实施例所制备的纳米贝氏体钢的物理力学性能为：屈服强度ReL为1572.5MPa，抗拉强度Rm为1948.8MPa，冲击功为12.6J，延伸率为12.56％，兼具高强度及优良塑韧性。
对比分析图2和图4的结果，可以看出，预先形成马氏体为贝氏体提供了形核位置，增加了贝氏体形核速率，贝氏体形核孕育期显著缩短。
经统计，在300℃贝氏体等温相变900s时，QBT工艺试样生成贝氏体体积分数约为4.7％，而DIT工艺试样生成贝氏体量仅约1.5％。说明实施例1加速了贝氏体的转变，在相同等温时间里，QBT工艺试样贝氏体转变量明显比QIT试样多，表明预先生成部分马氏体能显著加速贝氏体相变。
实施例1和实施例2的实验结果分析
高温扫描显微镜实时记录了等温过程中贝氏体的形核长大过程，根据原位观察视频记录的结果统计，QBT与DIT工艺中贝氏体形核数量与时间的关系，统计结果下表1所示。
表1贝氏体形核数量与所需时间关系表
分析表1的结果可知，在300℃等温时，经过马氏体预相变的QBT试样贝氏体形核所需时间明显缩短，在此次实验观察的视场中，QBT工艺试样出现一处形核点的所需时间小于120s，出现约二十个形核点所需时间小于303s，相比于DIT工艺的直接等温相变试样，贝氏体形核所需时间缩短程度超过一倍。综上以上可知，QBT工艺试样贝氏体开始形核时间比DIT工艺试样提前，说明预先形成部分马氏体能显著缩短贝氏体相变孕育期。
利用Image-Pro Plus软件分别对QBT工艺和DIT工艺试样等温过程中贝氏体体积分数进行定量金相统计(统计5次，求平均值，并计算误差)，统计结果如表2所示。
表2统计贝氏体体积分数
分析表1的结果可知，在300℃等温900s时，QBT工艺试样生成贝氏体体积分数约为4.7％，而DIT工艺试样生成贝氏体量仅约1.5％；等温时间延长至1500s时，两类工艺试样贝氏体体积分数均随着等温的延长而增加，贝氏体体积分数分布增加至16.6％和4.2％，其中QBT工艺增加幅度较大；等温时间继续延长至2400s时，两类工艺试样贝氏体体积分数分布继续增加至26.9％和14.6％。
综合分析以上金相统计的结果可知，在相同等温时间里，QBT工艺试样贝氏体转变量明显比QIT试样多，表明预先生成部分马氏体能显著加速贝氏体相变。
综合上述结果可知：
1、现有的超级贝氏体钢的制备需要几天甚至更长的时间才能完成，利用本具体实施方式的制备方法能显著缩短了贝氏体相变孕育期，将制备时间缩短超过一半，甚至几小时内就能完成，故本具体实施方式能大幅度降低制备时间，缩短生产周期。
2、本具体实施方式采用的制备方法是在等温相变过程中添加了马氏体预相变工艺，没有添加复杂的和特殊的制造方法，工艺简单，生产成本低。
3、本具体实施方式预先生成部分马氏体(PM)与未转变过冷奥氏体形成马氏体/奥氏体界面，能进一步增加界面的总面积，为贝氏体提供更多可形核位置，增加贝氏体形核数量；另一方面，马氏体形成都伴随着体积的膨胀，增加了过冷奥氏体中位错密度并形成应力场，使贝氏体形核时间提前，相变孕育期显著缩短。
4、本发明加快了贝氏体长大速率，贝氏体形核后均开始向晶内生长，在等温过程中，贝氏体板条不断伸长并粗化，贝氏体体积分数不断增加，而预先生成部分马氏体能加速贝氏体转变。
贝氏体板条长大过程受生长空间、应力等因素影响，具有多样性与复杂性。如图2和4所示，QBT(淬火+贝氏体等温相变)、DIT(直接贝氏体等温相变)工艺试样贝氏体形核后均开始向晶内生长，在等温过程中，贝氏体板条不断伸长并粗化，贝氏体体积分数不断增加。表2显示了贝氏体体积分数随等温时间延长变化(Image-Pro Plus软件金相统计)，在保温相同时间的情况下，QBT工艺试样形成的贝氏体量明显比DIT工艺试样多，在贝氏体板条生长前期阶段(～1800s)，QBT工艺试样贝氏体体积分数增速大于DIT试样，这表明了预先生成部分马氏体能加速贝氏体转变。
因此，本具体实施方式具有生产周期短、成本低、工艺简单的特点；所制备的含有纳米渗碳体高硅超级贝氏体钢的强度高、塑初性优良和应用范围广。
最后，以上仅为本发明的较佳实施方案，并非用于限定本发明的保护范围。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种低温贝氏体钢的制备方法，将钢坯依次经球化退火，真空均匀化、奥氏体化和贝氏体等温相变处理，其特征在于，还包括，在所述奥氏体化后的保温淬火，所述保温淬火的温度和时间分别为168-195℃和45-80s，且所述钢坯在奥氏体化后以1-5℃/s的速率冷却到保温淬火温度。
2.根据权利要求1所述的低温贝氏体钢的制备方法，其特征在于，
所述保温淬火的步骤具体为：在175-182℃下恒温淬火55-68s，优选为180℃下恒温淬火60s；
或，所述保温淬火的步骤具体为：在160-172℃下恒温淬火25-35s，随后在2-4s内升温至182-195℃下恒温淬火35-45s。
3.根据权利要求1或2所述的低温贝氏体钢的制备方法，其特征在于，
所述球化退火的步骤具体为：在800-835℃下球化退火100-135min，优选为在818-823℃下球化退火120min；
和/或，所述真空均匀化的步骤具体为：在真空度为50-85Pa、1075-1128℃下保温均匀化45-52h，优选为在真空度为50-60Pa、1096-1106℃下保温均匀化48h，随后自然冷却至室温。
4.根据权利要求1-3所述的低温贝氏体钢的制备方法，其特征在于，
所述奥氏体化的步骤具体为：在975-1018℃下奥氏体化28-35min，随后以2.5-4.8℃/s的速率冷却到所述保温淬火的温度；优选为在995-1006℃下奥氏体化30min，随后以4℃/s的速率冷却到保温淬火温度。
5.根据权利要求1-4所述的低温贝氏体钢的制备方法，其特征在于，
所述贝氏体等温相变步骤具体为：在285-324℃下保温32-45min，优选为在300℃下保温40min。
6.根据权利要求1-5所述的低温贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述钢坯的化学成分及其含量为，C：0.77-0.84wt％，Si：1.62-1.73wt％，Mn：1.88-2.15wt％，Cr：0.88-1.15wt％，Mo：0.21-0.33wt％，Co：3.25-4.18wt％，Al：1.18-1.45wt％，其余为Fe和不可避免杂质；
优选地，所述钢的金相组织为纳米级贝氏体板条+奥氏体，且有大量弥散粒子析出。
7.根据权利要求6所述的低温贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述钢的化学成分及其含量为，C：0.81wt％，Si：1.67wt％，Mn：2.01wt％，Cr：1.00wt％，Mo：0.26wt％，Co：3.70wt％，Al：1.30wt％，其余为Fe和不可避免杂质。
8.权利要求1-7任一项所述的制备方法制备得到的低温贝氏体钢。
9.根据权利要求8所述的低温贝氏体钢，其特征在于，所述钢的力学性能为，屈服强度ReL为1480-1575MPa，抗拉强度Rm为1897.5-1955.5MPa，冲击功为11.8-12.9J，延伸率为12.25-12.58％。
10.权利要求1-8任一项所述的制备方法在结构钢生产领域中的应用。
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