CN111286585B

CN111286585B - 一种超级贝氏体钢及其制备方法

Info

Publication number: CN111286585B
Application number: CN202010194992.1A
Authority: CN
Inventors: 刘鑫; 朱明�; 刘文利; 席建
Original assignee: Zijing Slurry Pipeline Engineering Co ltd
Current assignee: Zijing Slurry Pipeline Engineering Co ltd
Priority date: 2020-03-19
Filing date: 2020-03-19
Publication date: 2022-02-08
Anticipated expiration: 2040-03-19
Also published as: CN111286585A

Abstract

本发明公开了一种超级贝氏体钢及其制备方法，包括主要合金元素C、Si或/和Al、Cr、Mn、P、S和Fe，经冶炼、轧制、锻造、铸造或正火、淬火完成。本发明获取近平行板条贝氏体和奥氏体交替重叠层状组织超级贝氏体。整个系统生产工艺简单，强韧性任意匹配，满足贝氏体具有高温扩散和低温切变双重转变的特征，比常规单项相变的贝氏体或无碳化物贝氏体钢板条均匀组织更稳定。生产工艺简单成本低，便于大生产的控制，产品性能即满足结构钢又满足耐磨钢的需求、缩短几个月获取稳定的贝氏体组织的常规工艺。

Description

一种超级贝氏体钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料加工技术应用领域，具体涉及一种超级贝氏体钢，同时提供了该超级贝氏体刚的制备方法。

背景技术

超级贝氏体钢主要广泛应用于结构钢和耐磨钢，结构钢需要高强和高韧还对碳当量有要求，耐磨钢需要高强，韧性其次碳当量有要求不严格。贝氏体基本上分上贝氏体和下贝氏体，贝氏体温度区域获取较窄时间长，获取组织基本上在下贝氏体区域，上贝氏体区域获取韧性差。贝氏体钢的稳定性上，清华与西工大从80年代至今总结出大量失败裂纹与成功案例,清华空冷与锰硼系贝氏体钢，西北工业大学的准贝氏体钢,英国剑桥09年超级贝氏体板条宽度厚度平均为20nm左右等，贝氏体钢的发展备受关注。

我国是普钢的生产大国，工业大批量生产技术与国外高强钢技术还有差异。以贝氏体钢为例，89年清华大学专利号申请号：89109594.2空冷高淬透性贝氏体/马氏体复相钢碳0.04～1.2％、锰2.1～3.5％、硅0.1～6.0％％、高钨0.001～2.0％％、高钒0.001～0.3％％、等空冷到室温。率先打通便于生产掌控的高锰和空冷技术。

95年西北工业大学专利准贝氏体钢，申请号：95113726.3，公开(公告)号1172171A，碳0.04～1.2％、锰1.0～3.5％、高铝0～2.8％％、硅0～2.8％％、高钨0～1.2％％，其它元素都包含。空冷获取。在2009年金属学报，王六定、朱明等在第45卷第三期202～295页发表低合金超高强度钢亚结构超细化对韧性的影响，性能做到，0.2碳强度1400兆帕，V型冲击功200J左右，采用控冷和等温在300～500℃等温获取板条范围55～100nm，领先于国际技术。

09年英国剑桥和英国国防部专利CN102112644A利用碳：碳0.6％～1.1％，硅1.5％～2.0％，锰0.5％～1.8％等在低温条件下快冷在190～250℃等温获取20～40nm的板条贝氏体与薄膜状残余奥氏体组成。此专利采用快冷和等温1～3周，等温获取采用低锰获取贝氏体时间8小时，板条宽度领先国际水平。

贝氏体钢定性和界定，⑴上贝氏体在贝氏体铁素体晶粒内不含碳化物析出物，在晶界处可具有析出的碳化物。⑵下贝氏体在贝氏体铁素体晶粒内部具有的析出碳化物与晶界成特征角。晶界处也可以存在析出的碳化物。⑶无碳化物贝氏体在不含碳化物的贝氏体，高于奥氏体温度快冷到高于马氏体形成温度，贝氏体铁素体(简称板条贝氏体)含量50％以上，和其余的奥氏体组成含量两相组成，简称超级贝氏体。

空冷工艺获取基本上是贝氏体组织量占40％以内，马氏体组织量50％以上，还有其它组织统称贝马复相。等温工艺获取贝氏体量超过50％左右的组织量统称贝氏体钢，贝氏体量超过70％以上统称超级贝氏体。

近年国内专家学者和专利编写者投入大量精力和物力，但在贝氏体钢的工程生产技术应用缓慢，中国以清华大学方鸿生主要空冷获取贝氏体方法，但是获取贝氏体的含量较量少，西北工业大学康沫狂以控冷加等温获取贝氏体方法，在大生产中产品截面不同控制难掌控，英国以快冷加低温等温获取贝氏体方法，空冷大生产易掌控，变温冷却产品截面不同冷速不易控制，等温过久大生产受限。

贝氏体组织的获取具有变温转变，又有等温转变的双重特征。变温或等温转变组织获取贝氏体组织已成定局。贝氏体等温完全转变时间久不彻底，等温过程中少则几小时多则几个月才能获取稳定的贝氏体组织。采用低锰低温可以缩短获贝氏体的时间和细晶，低锰采用快冷才能避免珠光体出现，低温获取贝氏体碳扩散较慢奥氏体稳定性差，锰的含量高会把珠光体与贝氏体右移获取贝氏体的时间延长，空冷就能避免珠光体出现，高温等温碳扩散快奥氏体板条宽，奥氏体板条越宽等温时间越短热稳定性差，长时间等温组织转变稳定大生产受限。

国内外近期专利及学刊，始终没有脱离开空冷或变温或等温工艺低温切变下获取贝氏体组织的模式，在短期时间内或较低的温度段获取纳米贝氏体组织，始终在下贝氏体温度区域内追求提高强度和韧性，低温短时间获取贝氏体组织碳扩散困难，奥氏体中碳的含量与稳定性至关重要。

发明人经检索发现国内部分贝氏体专利如下，申请号201611255089、201910189582、201710159670、201110255203、201410135887、201410640367、201510957802.6等等，基本上采用盐浴和低温转变，追求板条宽度不同，还有些块状奥氏体存在，短时间低温和低温等温后碳的扩散与奥氏体的稳定相矛盾。短时间低温或低温等温切变获取组织后低碳奥氏体会再次转变，组织的热稳定性和机械稳定性没有保证，与教科书中的长时间等温获取稳定贝氏体组织有争议。

发明内容

为克服上述存在之不足，本发明的发明人通过长期的探索尝试以及多次的实验和努力，在原来发明专利和以上专利技术总结了各方的优势和劣势，核心主要采用空冷加等温再加慢冷形成稳定的近平行板条贝氏体和奥氏体交替重叠组织。高温段空冷让铁素体和奥氏体形成过扩散转变，中温段等温成型获取不同宽度的板条贝氏体和不同厚度的薄膜奥氏体交替层状组织，低温段慢冷一直延续上贝或下贝下部的延伸线温度内外慢冷，细化等温过后块状和低碳的不稳定的残奥和奥氏体，形成稳定的无碳化物贫碳板条贝氏体与富碳薄膜奥氏体交替重叠结构组织的超级贝氏体钢。解决了无碳化物贝氏体奥氏体不稳定问题，实现贝氏体高温扩散中温成型组织低温切变稳定组织双重转变的特征，对贝氏体体两相组织重叠线过后继续冷却稳定组织的研究打开新思虑。

为实现上述目的，本发明所采用的技术方案是：

一种超级贝氏体钢的制备方法，其包括以下步骤：

1)、主要的合金元素按以下质量百分比选择：C:0.1～1.0wt％、Si或/和Al0.01～2.5wt％、Cr:0.5～2.5wt％、Mn:1.0～10wt％、P:0～0.5wt％、S:0～0.03wt％、余量为Fe；

2)、冶炼和轧制、锻造、铸造、正火：将步骤1)中的合金进行冶炼，然后采用铸造或锻造或轧制或正火工艺后快冷或空冷到100℃左右，再升温到500～750℃范围内等温4～48小时后慢冷到室温；

3)、产品淬火工艺：将步骤2)中的产品通过加热到奥氏体区后保温，保温结束后空冷或慢冷到珠光体-Ms点范围内任何一个温度点等温0.1～24小时，等温结束后慢冷到室温。

根据本发明超级贝氏体钢的制备方法的进一步的实施方案，所述合金元素还包括以下一种或几种辅助合金元素，按质量百分比计分别为：Ni：0～2.0wt％、Cu：0～1.0wt％、Mo：0～1.0wt％、B：0～0.5wt％、W：0～1.0wt％、Ca：0～0.5wt％、CO：0～0.5wt％、Ga：0～0.5wt％、V：0～1.0wt％、Nb：0～1.0wt％、Re：0～1.0wt％。

根据本发明超级贝氏体钢的制备方法的进一步的实施方案，所述步骤1)中，合金主要成分按以下质量百分比选择C：0.2～0.6wt％、Si或/和Al0.1～2.0wt％、Cr：1.0～2.0wt％、Mn：1.5～3.5wt％；还包括以下辅助合金元素，按质量百分比计分别为：Ni：0.1～1.0wt％、Cu：0.1～0.8wt％、Mo：0.1～0.8wt％、B：0～0.5wt％、V：0～1.0wt％、Nb：0～0.5wt％。该合金元素组合用于制备耐磨衬板。

根据本发明超级贝氏体钢的制备方法的进一步的实施方案，所述步骤1)中，合金主要成分按以下质量百分比选择C：0.3～0.8wt％、Si或/和Al0.01～2.0wt％、Cr：0.5～2.0wt％、Mn：1.8～3.5wt％；还包括以下辅助合金元素，按质量百分比计分别为：Mo：0～0.5wt％、B：0～0.05wt％、Ni：0～0.5wt％、Cu：0～0.5wt％。该合金元素组合用于制备耐磨钢球。

根据本发明提供给的一种超级贝氏体钢的制备方法，其进一步地优选技术方案是：还包括回火:将步骤3)中的产品再加热到100～350℃保温回火处理。

根据本发明提供给的一种超级贝氏体钢的制备方法，其进一步地优选技术方案是：其中空冷采用风冷或雾冷或气冷或盐浴；慢冷采用炉冷或堆冷或埋冷或缓冷坑或大于空冷速度；等温采用炉子或淬火液或等温生产线或盐浴；快冷采用水或油或淬火介质或盐浴。

根据本发明提供给的一种超级贝氏体钢的制备方法，其进一步地优选技术方案是：步骤2)中快冷到100℃以下，获取马氏体和低碳残奥，再升温500～750℃保温4～24小时后慢冷或快冷或空冷到室温，获取回火索氏体主要作用、除氢、硬度降HRC30以下便于机械加工、消除内应力，为淬火细化晶粒消除原遗传增加为奥贝交替重叠遗传组织做准备。

根据本发明提供给的一种超级贝氏体钢的制备方法，其进一步地优选技术方案是：步骤3)中单一奥氏体保温后，空冷或慢冷或快冷避免珠光体出现，在珠光体区域到MS点内，先降到BS点上下温度区域等温形成一次，再降到下贝氏体区域等温二次细化成型，每次等温时间0.1～12小时内，在慢冷或空冷到室温。

根据本发明提供给的一种超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于：获取是板条贝氏体和板条马氏体与奥氏体层状交替组织或板条贝氏体与奥氏体层状交替组织或贝马奥复相组织或贝氏体组织。

基于上述的超级贝氏体钢制备方法，本发明还提出了一种超级贝氏体钢，其采用上述的制备方法而制得。

本发明的有益效果是：与现有技术相比，

无碳化物贝氏体钢属于单一组织，平行板条贝氏体和奥氏体交替组织，在贝氏体区域以上50℃左右形成，高温段等温转变组织板条较宽强度低，奥氏体薄膜厚，等温过后随着连续冷区进去马氏体区域，较厚薄膜奥氏体随着连续冷却温度部分转变马氏体。低温段转变组织板条较细强度高对碳扩散降低，低碳奥氏体的组织不稳定。贝氏体区域等温获取组织结构不均匀和转变不彻底，随着等温结束后空冷到马氏体区域，残奥组织转变其它组织的风险较大，组织结构不均匀产品质量无法保证。无碳化物贝氏体在教科书中认定在高温度范围内形成，奥氏体薄膜宽短时间转变稳定不彻底，低温度范围内形成碳扩散能力弱，等温过后随后的冷却中会转变其他组织。故无碳化物贝氏体不能单独存在。

目前生产受限的原因，贝氏体区域内高温获取奥氏体薄膜厚不稳定。低温获取奥氏体薄膜薄碳扩散慢不稳定。长久等温对碳扩散高碳奥氏体有力组织稳定但是对大生产不利。短时间等温对低碳奥氏体组织稳定不利。高温到等温冷却快冷易出现返温碳化物析出(盐浴控冷最佳不返温环保受限，其它快冷介质易返温)，空冷不返温易出现珠光体。

本发明采用弱碳化物形成主要碳-硅/铝-铬-锰合金元素，利用高锰铬右移开珠光体出现，先采形成回火索氏体碳体碳化物与板条铁素体组织形成遗留遗传，在单一奥氏体到Bs点温度段内采用高温扩散转变形成平行交替结构，在Bs-Ms点温度段内随着温度下降板条组织有宽变窄，等温温度确定板条的宽窄成型近平行的贫碳板条贝氏体和富碳薄膜奥氏体相互交替结构，在让贝氏体过饱和的碳的往奥氏体中扩散。等温结束后再采用慢冷调整转变残奥不彻底的组织和细化奥氏体的均匀结构，稳固组织的热稳定性和机械稳定性，通过合金成分--预成型--空冷--等温--慢冷系统工艺相互结合获取不同性能的无碳化物超级贝氏体钢。

与常规控冷和等温获取的无碳化物贝氏体相比较，一方面，贝氏体组织获取既有高温扩散又有低温切变形成，满足贝氏体双重转变的特性；另一方面，解决了短时间等温组织不稳定的问题，使无碳化物贝氏体组织的稳定性更高，结构更均匀，在贝氏体区域内不同温度等温形成不同板条宽度的稳定组织。坐实无碳化物贝氏体钢强度高、韧性好、组织稳定和上贝氏体强度高、韧性好的结论。空冷和等温与慢冷在两相组织重叠线内外，顺着延伸线继续慢冷组织的研究打开新方向。

本发明相比现有工艺的具有显著区别，如下表：

。

附图说明

图1是产品成型过程组织结构从Ar3-Ms点空冷过程演变示意图。

图2是本发明工艺中淬火工艺中贝氏体扩散和切变双重转变的示意图。

具体实施方式

为使本发明目的、技术方案和优点更加清楚，下面对本发明实施方式中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施方式是本发明的一部分实施方式，而不是全部的实施方式。基于本发明中的实施方式，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施方式，都属于本发明保护的范围，弱碳化物碳与硅或铝与铬与锰的对应关系，锰含量高低与冷却快慢的关系，空冷与等温与慢冷的对应关系，慢冷出发点处于稳定组织便于生产降低成本便于控制。因此，以下提供的本发明的实施方式的详细描述并非旨在限制要求保护的本发明的范围，而是仅仅表示本发明的选定实施方式。

钢产品成型过程组织结构从Ar3-Ms点空冷过程演变示意图参见图1。淬火工艺中贝氏体扩散和切变双重转变如图2所示。

实施例1

本实施例主要是适合结构钢。

其中主要合金元素：C：0.1wt％、Mn：1.8wt％、Si：1.4wt％、Cr：1.0wt％、P：0.1wt％，余量为Fe。

将上述合金元素采用锻造工艺成型后，风冷到100℃；再升温到650℃，保温后10小时后；堆冷1天后到室温。

再加热到850℃，保温后采用风冷却到450℃，放入450℃炉内等温12小时，堆冷到室温。

回火工艺：加热到250℃内保温2小时后，空冷到室温。

经测试产品力学性能为：硬度HRC30，冲击功V型230J，贝氏体量达到72％。

实施例2

本实施例适合结构钢，具体如下：

其中主要合金元素：C：0.3wt％、Mn：2.5wt％、Si：1.2wt％、Al：0.5wt％、Cr：1.2wt％；附加元素Mo：0.2wt％、V：0.1wt％余量为Fe。

淬火工艺：

采用成型产品正火后水冷到150℃，再升温到650℃保温15小时后空冷却室温。

淬火工艺再加热到980℃，保温后采用雾冷到350℃，装炉350℃炉子等到里外温度均匀后约4小时后取出埋冷到室温，350℃取出埋冷冷到室温大概要3天时间)。

回火工艺：加热到220℃内保温2小时后，埋冷到室温。

经测试产品力学性能为：硬度HRC45，冲击功V型113J，贝氏体量达到75％。

实施例3

本实施例适合结构钢，具体如下：

其中主要合金元素：C：0.5wt％、Mn：3.5wt％、Si：1.0wt％、Al：1.0wt％、Cr：1.5wt％；附加元素Mo：0.4wt％、Ni：0.5wt％、Cu：0.5wt％，V：0.03wt％余量为Fe。

淬火工艺：

采用锻造工艺成型后油冷到室温，再降温到630℃保温24小时后块冷却室温。

淬火工艺再加热到1000℃，保温后采用风冷到400℃，400℃等温30分钟后灰埋冷，4天后到室温。

回火工艺：加热到280℃内保温5小时后，空冷到室温。

经测试产品力学性能为：硬度HRC55，冲击功V型58J，贝氏体量达到80％。

实施例4

本实施例适合大截面复杂形状的，大冲击耐磨耐磨蚀钢，具体如下：

其中主要合金元素：C0.5wt％、Mn6wt％、Si1.5wt％、Al1.2wt％、Cr1.8wt％，辅助合金元素B0.003wt％、余量为Fe。

淬火工艺：

采用轧制工艺成型后风冷到室温再升到550左右保温16小时后空冷却室温。

淬火工艺再加热到980℃，保温后采用水雾冷到500℃等温1小时，再进去230℃等温12小时，进入空冷到室温。

回火工艺：加热到220℃内保温后，空冷到室温。

经测试产品力学性能为：硬度HRC55，冲击功V型54J，贝氏体量达到70％。

实施例5

本实施例适合结构耐磨蚀钢，具体如下：

1、其中主要合金元素：C0.4wt％、Mn10.0wt％、Al1.5wt％；M00.3wt％、Cr1.0wt％、辅助合金元素Ni0.003wt％余量为Fe。

2、将上述合金熔炼后进行在线热送控制轧制比或锻造比制成所需产品后再进行空冷到室温，再升温到680℃保温12小时后埋冷却室温，

3、将上述钢制品；从室温加热到完全奥氏体化保温后，从奥氏体状态直接用空冷却到400℃，用灰堆冷到室温；

4、将上述再加热150℃保温2小时后，直接到室温，两次回火全部完成。

经测试产品力学性能为：硬度HRC55，冲击功V型50J，贝氏体量达到71％。

实施例6

1、其中主要合金元素：C0.8wt％、Mn2.5wt％、Si0.5wt％、Al1.5wt％、Cr2.0wt％、M00.3wt％、Cu0.3wt％、Ni0.5wt％，余量为Fe。

2、将上述合金熔炼后进行在线控制锻造比和锻件350mm厚度左右，雾冷到室温后再进行升温650℃保8小时后慢冷却室温，

3、将上述离线轧制制品采用机械设备冷加工做成所需产品如球和衬板，

4、将上述冷成型的钢制品加热到完全奥氏体化保温后；

5、将上述钢制品从奥氏体状态直接雾冷到300℃等温10分钟后埋冷到室温；

6、将上述再加热230℃保温5小时后，直接埋冷到室温2次全部完成。

经测试产品力学性能为：硬度HRC68，冲击功V型10J，，贝氏体量达到76％。

实施例7

4、将上述冷成型的钢制品加热到完全奥氏体化保温后；

5、将上述钢制品从奥氏体状态直接空冷到500℃等温120分钟，再进入230℃等温12小时后空冷到室温；

6、将上述再加热230℃保温2小时后到室温。

经测试产品力学性能为：硬度HRC68，冲击功V型20J，贝氏体量达到77％。

实施例8

本实施例为制备耐磨衬板的制备实施例。

原料组合物按重量份计分别为：C：0.6wt％、Si：1.1wt％、Al：1.0wt％、Cr：1.5wt％、Mn：2.0wt％、Ni：0.5wt％、Cu：0.8wt％、Mo：0.1～0.8wt％、B：0.5wt％、V：1.0wt％、Nb：0.5wt％，余量为Fe。

将上述组合物进行冶炼，锻造为衬板坯后，空冷到95℃，再升温到500℃等温48小时后慢冷到室温，获得中间衬板产品；

将中间衬板产品通过加热到奥氏体区后保温，保温结束后空冷或慢冷到珠光体-Ms点范围内任何一个温度点等温1小时，等温结束后慢冷到室温，获得耐磨衬板。

实施例9

本实施例为制备耐磨衬板的制备实施例。

原料组合物按重量份计分别为：C：0.2wt％、Si：0.1wt％，Al：0.1wt％、Cr：1.0wt％、Mn：3.5wt％、Ni：0.1wt％、Cu：0.1wt％、Mo：0.1wt％、B：0.1wt％、V：0.1wt％、Nb：0.2wt％，余量为Fe。

将上述组合物进行冶炼，锻造为衬板坯后，快冷或空冷到90℃，再升温到750℃等温4小时后慢冷到室温，获得中间衬板产品；

将中间衬板产品通过加热到奥氏体区后保温，保温结束后空冷或慢冷到珠光体-Ms点范围内任何一个温度点等温2小时，等温结束后慢冷到室温，获得耐磨衬板。

实施例10

本实施例为制备耐磨衬板的制备实施例。

原料组合物按重量份计分别为：C：0.4wt％、Si：2.0wt％、Cr：1.5wt％、Mn：1.5wt％、Ni：0.1wt％、Cu：0.1wt％、Mo：0.8wt％，余量为Fe。

将上述组合物进行冶炼，锻造为衬板坯后，快冷或空冷到95℃，再升温到600℃等温24小时后慢冷到室温，获得中间衬板产品；

将中间衬板产品通过加热到奥氏体区后保温，保温结束后空冷或慢冷到珠光体-Ms点范围内任何一个温度点等温10小时，等温结束后慢冷到室温，获得耐磨衬板。

实施例11

本实施例为耐磨钢球的制备实施例。

合金主要成分按以下质量百分比选择C：0.3wt％、Si：0.01wt％、Al：0.01wt％、Cr：0.5wt％、Mn：1.8wt％、Mo：0.5wt％、B：0.05wt％、Ni：0.5wt％、Cu：0.5wt％，余量为Fe。

将上述组合物进行冶炼，铸造成球坯，空冷到95℃以下，再升温到500℃等温4小时后慢冷到室温，获得中间产品；

产品淬火工艺：将步骤2)中的中间产品通过加热到奥氏体区后保温，保温结束后空冷或慢冷到珠光体-Ms点范围内任何一个温度点等温0.5小时，等温结束后慢冷到室温，获得耐磨钢球。

实施例12

本实施例为耐磨钢球的制备实施例。

合金主要成分按以下质量百分比选择C：0.8wt％、Si：2.0wt％、Al：2.0wt％、Cr：2.0wt％、Mn：3.5wt％，余量为Fe。

将上述组合物进行冶炼，铸造成球坯，空冷到95℃，再升温到750℃等温48小时后慢冷到室温，获得中间产品；

将中间产品通过加热到奥氏体区后保温，保温结束后空冷或慢冷到珠光体-Ms点范围内任何一个温度点等温24小时，等温结束后慢冷到室温，获得耐磨钢球。

从上上述各实施例可以看出，经过本发明制备方法制得的超级贝氏体钢基本无析出碳化物，同时产品强度和任性也大幅高于现有产品。

通过本发明的制备方法得到的超级贝氏体钢组织更加稳定，生产更加容易，更加适合大规模生产，利于工业制造。

本发明方法中，第一步合金成分与成型，将主要碳-硅/铝-铬-锰相互制约关系，碳提高强度但是对韧性不利，尽量添加一些钼硼等辅助元素提高淬透性高降低碳的含量；锰和铬元素让珠光体与上贝氏体重合线分离，把珠光体和贝氏体往右移；用高铝或硅或磷控制碳化物析出，还起到低温回火稳定组织的作用；铬元素添加增加钢的淬透性又防止高铝硅石墨化；镍和铜锻造时起到热脆配合提高对钢的耐腐蚀和提高韧性、钼硼可以使贝氏体右移；附加元素钨、钙、镓附加成分与主元素配合起到锦上添花和降低主元素高含量的作用。

本发明方法中，第二步冶炼与成型，按合金成分的要求冶炼或精炼或轧制或锻造或铸造或正火时快冷却到100℃左右获取马氏体和低碳残奥，必须再升温到500～700℃等温4～24小时后慢冷或空冷或快冷到室温获取回火索氏体，主要为机械加工降低到HRC30以下，便于加工、除氢、消除应力、索氏体组织以铁素体和渗碳体组成层状混合物，为淬火遗传做铺垫。

本发明方法中，第三步淬火工艺，将钢的产品加热到单一奥氏体保温一段时间，保温时间参考100㎜保温2小时计算；后空冷Ar3-Ar1奥氏体与铁素体组织形成的孕育区；空冷或适当慢冷，慢冷速度避免珠光体出现，在Ar1-Bs点是奥氏体和铁素体扩散区。

再采用等温Bs-Ms点是不同宽度的板条贝氏体与薄膜奥氏体成型区(成型区分上贝区贝奥板条宽和下贝区贝奥板条窄)，等温属于成型是饱和板条贝氏体往奥氏体碳排放的过程，形成近平行的贫碳板条贝氏体和富碳薄膜奥氏体，奥氏体中碳的浓度越高越稳定。

等温过后慢冷一直延续贝氏体的延伸线温度内外慢冷，也可以上贝氏体区域等温沿着下贝氏体延伸线温度内外慢冷，随着降温冷却消除不稳定的残奥与奥氏体再细化，始终让它保持近平行的贫碳板条贝氏体与富碳薄膜奥氏体层状均匀的交替重叠结构。此工艺即有高温扩散，又有等温获取，还有变温切变获取稳定层状贫碳板条贝氏体与富碳薄膜奥氏体交替重叠结构的超级稳定组织的贝氏体。

本文中涉及的上贝氏体和下贝氏体区域获取不同性能的系列钢种的说明如下：

从Bs点-Ms点某个温度等温，基本上分上贝氏体区域和下贝氏体区域，随着Bs点温度下降贝氏体板条与薄膜奥氏体宽度有宽降低，贝氏体不同温度区形成的板条宽度不同性能也不同，等温不同的温度，获取的是不同宽度的板条贝氏体和不同厚度薄膜奥氏体交替重叠排列，不同板条宽度的贝氏体提供不同的强度，不同厚度的薄膜奥氏体提供不同的韧性。上贝氏体区域获取贝奥层板条宽强度偏低，奥氏体薄膜厚韧性高，适合做结构钢应用。下贝氏体区域获取贝奥层板条窄强度高，薄膜的厚度薄韧性偏低，内应力低，适合做耐磨钢应用。

本发明方法中，第四步关于上述过程中的回火，是采用低温回火，回火温度100～350℃，等温时间根据截面计算。可以不回火，还可以多次短时间低温回火。

整个制备过程中，获取的组织是近平行贫碳板条贝氏体和富碳奥氏体交替重叠排列组织。产品成型过程组织结构从Ar3-Ms点演变示意图参见图1。组织获取范围上贝氏体和下贝氏体区域内包括，贝氏体区域等温后慢冷是一直延续上贝或下贝下部的延伸线温度内外慢冷。或在上贝氏体区域等温沿着下贝氏体延伸线温度内外慢冷。或在上贝氏体区域等温一次再下贝氏体区域等温一次。等温时间延长或两次等温还可以采用空冷到室温，获取是板条贝氏体和板条马氏体与奥氏体层状交替组织或贝马奥复相组织或贝氏体组织，超级贝氏体钢种的系列性能，强度从HRC20-70，韧性V型冲击功300-10，上贝氏体性能强度从HRC20-50，韧性V型冲击功300-100，下贝氏体性能强度从HRC40-70，韧性V型冲击功150-10。

合金元素及其添加量的技术贡献：

一、采用添加C-Si/Al-Cr-Mn系弱碳化物形成元素为主，合金尽量少加量。

C：采用C提高强度，但是对韧性不利。C建议控制在0.1～1.0wt％范围内。

Si/Al：建议控制在0.01～2.5wt％范围内，可以添加其中的一种或二种同时添加。Si/Al能够阻碍渗碳体碳化物析出，含量随着碳的含量增加而增加，最高对应1.0wt％碳，硅和铝加起来含量不大于4wt％，硅/铝是无碳化物板条贝氏体低温回火稳定关键的元素。

P：增加可以阻碍渗碳体的同时还稳定板条的贝氏体，减少硅铝添加含量多了不利延展性含量控制在0～0.5wt％内。

Cr：添加Cr防止硅高铝形成石墨化，可提高淬透性和起到珠光体右移作用，低温稳定奥氏体和增加耐磨性作用。Cr添加量建议控制在0.5～2.5wt％范围内。

Mn：提高钢的淬硬性、淬透性和压低MS点，珠光体贝氏体分离和右移，还起到稳定奥氏体作用。Mn添加量建议控制在1.0～10wt％范围内。

Mo、B：起到左移贝氏体作用和增加淬透性。属于贵重元素尽量少加或不加。

Ni、Cu：提高韧性和耐腐蚀，过冷较小提高奥氏体的稳定性。属于贵重元素尽量少加或不加。

V、Nb、W、Re等：虽然这些是强碳化物元素但是使钢中奥氏体晶粒细化，成圆形或椭圆形碳化物对组织性能影响不大起到细化晶粒的作用。属于贵重元素尽量少加或不加，还可以替代高含量其它元素。

主要C-Si/Al-Mn-Cr系弱碳化物形成元素，从低碳到高碳主要提高强度HRC20～70，强度越高碳的含量越高。锰含量过高原因的问题，锰为空冷右移珠光体起到关键作用，但也延长贝氏体的获取时间，对稳定奥氏体有利。产品截面不同，需要空冷冷速不同，含量也就不同。还有结构钢采用是低碳高锰方式，主要提高淬透性降低碳当量，结构件焊接需要高强匹配。耐磨钢采用高碳低锰或高锰的方式，耐磨钢对焊接要求基本上低强匹配，对碳当量要求低。所以碳和锰采用从低到高而不是任意扩大范围，主要的硅、铝、铬、钼、硅都是起到相互制约关系，其它主要围绕着淬硬性、淬透性、强度、韧性和组织结构组成来降低或提高含量，钼、硼还起到左移贝氏体的作用，镍和铜起到腐蚀和低温韧性的还稳定奥氏体的作用，其它附加合金元素基本上起到锦上添花和降低其它合金元素含量的作用，有害元素越低越好。

二、合金元素冶炼后或轧制后或锻造后或正火快速冷却到马氏体区，获取马氏体和低碳残奥或贝马复相和低碳残奥，便于高温分解，再升温到500～750℃范围内等温后慢冷或空冷或快冷获取回火索氏体，此工艺又可以除氢，硬度低于HRC30以下，便于机械加工成型，消除组织内应力，还可以消除原有的遗传增加新遗传组织结构。索氏体范围内等温主要消除原有遗传增加平行板条铁素体与渗碳体片层平行组织的遗传，主要为下次淬火遗传做板条平行片层排列的铺垫。先快冷在500～700℃范围内区域等温和慢冷同时解决几个问题。

三、奥氏体区域加热后采用空冷方式冷却到贝氏体区域内，因产品的截面不同，截面的冷速不同，里外温差大，贝氏体获取温度窄，采用控冷贝氏体等温时出现返温现象，返温现象出现碳化物立即析出恶化韧性，大生产难以控制不出现碳化物。锰含量小于1％冷速需要加快避免珠光体出现，盐浴快冷保证不返温但是环保受限，油或水或淬火液控冷停温后易造成返温碳化物析出恶化韧性，在大生产过程中控冷对不同截面的产品难于控制冷速统一。

特采用提高锰的含量，把珠光体右移采用空冷方式，采用1％以上的锰右移珠光体的同时也右移贝氏体，等温或慢冷需要适当增加时间，锰含量越高等温和慢冷时长越长，才能便于奥氏体的转变和稳定。

高温区采用空冷或慢冷只要避开珠光体出现，主要让奥氏体留出孕育期给铁素体，便于高温扩散性转变形成板条铁素体和奥氏体组织，接近贝氏体温度段可以适当空冷缓慢，板条贝氏体数量变多有宽变窄，随着温度下降形成单一组织无碳化物贝氏体。

中温段贝氏体区域等温，等温温度根据需求产品贝氏体钢的强度来确定温度也是确定奥贝板条宽窄的成型。①贝氏体区域高温段等温，上贝氏体区域板条贝氏体较宽，强度偏低，薄膜奥氏体厚度偏厚，韧性最佳，碳扩散较好，等温时间适当偏短。②贝氏体区域低温段等温，下贝氏体区域板条贝氏体较细，强度偏高，薄膜奥氏体厚度偏薄，韧性较好，碳扩散较慢，等温时间适当延长。③贝氏体区域连续缓慢降温段，从上贝慢冷下贝等温，即有板条上贝和下贝，板条宽度有宽有窄，强度偏高，薄膜奥氏体厚度有厚有薄，韧性比较理想，碳扩散较好。

中温段贝氏体区域等温时间，根据成型贫碳的板条贝氏体饱和，让贝氏体往奥氏体排碳过程，形成稳定高碳薄膜奥氏体，等温时间越久越好，大生产受限，等温时可以根据奥氏体中的碳含量来确定，碳大于1％热稳定比较好，越高越稳定，低于1％会随着温度下降转变其它组织，贝氏体钢在服役过程中有些钢种需要它受力相变马氏体，所以等温时间长短取决于奥氏体中的碳含量和服役应用环境的需求。等温时间的要素成型后，奥氏体薄膜越薄碳含量越高越稳定，越厚碳含量越低越不稳定，奥氏体碳含量越高随着冷速过快或服役受力过程会存在转变高碳马氏体对组织稳定又不力，等温时间再久转变不会彻底，采用等温过后慢冷区修整。

低温段贝氏体区域等温后慢冷，等温过后利用慢冷，把等温不彻底的奥氏体和残奥移植到慢冷工艺来转变，上贝氏体等温板条宽奥氏体薄膜厚韧性好强度低，利用等温过后较长较宽降温也就是慢冷来提奥氏体稳定和残奥及块状奥氏体分解。下贝氏体等温板条窄奥氏体成薄膜状，但是碳扩散不彻底，利用等温过后较长一点慢冷来稳定奥氏体和残奥分解。虽然会经过马氏体降温的转变区域，但是沿着贝氏体延伸冷却线内外附近在冷却，转变不彻底的和不稳定的奥氏体和残奥及块状残奥通过慢冷再次转变贝氏体或板条马氏体和保留部分薄膜残奥，随着冷却温度重新调整奥氏体与贝氏体的板条结构均匀化，增加组织的热稳定性和机械稳定型。

利用慢冷减少贝氏体长久等温获取贝氏体的稳定型，将等温不能彻底转变的组织移到慢冷中转变。随着组织中碳的再次分配和慢冷工艺，调整成稳定的平行层状贫碳板条贝氏体与富碳板条或薄膜奥氏体的交替组织。

回火：100～350℃回火，温度越高易析出碳化物，等温时间过长易析出碳化物，不回火组织应力无法彻底消除，所以选用350℃以下回火，等温过后慢冷时间过长还可以不回火。

本发明解决了长久贝氏体等温转变不彻底和组织稳定性差的问题，又减少等温设备，利用余热或缓冷坑降低生产成本。发明人利用高温段空冷便于生产控制，中温段等温和过后的余热慢冷解决短时间等温组织不稳定的问题，稳固组织的热稳定性和稳住组织的机械性。

本发明解决上贝氏体韧性差和长时间等温贝氏体转变不彻底及层状组织不均匀的问题，满足上贝氏体区域获取高韧低强的结构的钢种，下贝氏体区域获取高强高韧低应力耐磨的钢种，利用余热慢冷降温缩短长久等温和等温组织转变不彻底的问题，还便于生产控制和产品质量稳定。

以上仅是本发明的优选实施方式，应当指出的是，上述优选实施方式不应视为对本发明的限制，本发明的保护范围应当以权利要求所限定的范围为准。对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明的精神和范围内，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1.一种超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于，包括以下操作：

1)、主要合金元素按以下质量百分比选择：C:0.1~1.0wt％、Si或/和Al:0.01~2.5wt％、Cr:0.5~2.5wt％、Mn:1.5~10wt％、P:0~0.5wt％、S:0~0.03wt％、余量为Fe；

2)、冶炼和轧制、锻造、铸造、正火：将步骤1)中的合金进行冶炼，然后采用铸造或锻造或轧制或正火工艺后快冷或空冷到100℃以下，获取马氏体和低碳奥氏体，再升温到500~750℃范围内等温4~48小时后慢冷到室温获取回火索氏体，目的除氢、硬度降低便于机械加工、消除原遗传增加为奥贝交替重叠遗传组织做准备；

3)、产品淬火工艺：将步骤2)中的产品通过加热到奥氏体区后保温，保温结束后空冷或慢冷或快冷避免珠光体出现，先降到Bs点上下温度区域等温0.1~24小时先形成近平行的板条贝氏体和薄膜奥氏体相互交替层状结构，等温结束后慢冷到室温；

所述空冷采用风冷或雾冷或气冷；所述慢冷采用炉冷或堆冷或埋冷或缓冷坑；所述等温采用炉子或淬火液或盐浴；所述快冷采用水或油或盐浴。

2.根据权利要求1所述的一种超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于：合金元素还包括以下一种或几种辅助合金元素，按质量百分比计分别为：Ni:0~2.0wt％、Cu:0~1.0wt％、Mo:0~1.0wt％、B:0~0.5wt％、W:0~1.0wt％、Ca:0~0.5wt％、Co:0~0.5wt％、Ga:0~0.5wt％、V:0~1.0wt％、Nb:0~1.0wt％、Re:0~1.0wt％。

3.根据权利要求2所述的超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述步骤1)中，合金主要成分按以下质量百分比选择C:0.2~0.6wt％、Si或/和Al:0.1~2.0wt％、Cr:1.0~2.0wt％、Mn:1.5~3.5wt％；还包括以下辅助合金元素，按质量百分比计分别为：Ni:0.1~1.0wt％、Cu:0.1~0.8wt％、Mo:0.1~0.8wt％、B:0~0.5wt％、V:0~1.0wt％、Nb:0~0.5wt％。

4.根据权利要求2所述的超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述步骤1)中，合金主要成分按以下质量百分比选择C:0.3~0.8wt％、Si或/和Al:0.01~2.0wt％、Cr:0.5~2.0wt％、Mn:1.8~3.5wt％；还包括以下辅助合金元素，按质量百分比计分别为：Mo:0~0.5wt％、B:0~0.05wt％、Ni:0~0.5wt％、Cu:0~0.5wt％。

5.根据权利要求1~4任一项所述的一种超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于：还包括回火:将步骤3)中的产品再加热到100~350℃保温回火处理。

6.根据权利要求1所述的一种超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于：还包括:将步骤2)中快冷到100℃以下，获取马氏体和低碳残奥，再升温500~750℃保温4~24小时后慢冷或快冷或空冷到室温，获取回火索氏体主要作用、除氢、硬度降HRC30以下便于机械加工、消除内应力，为淬火细化晶粒消除原遗传增加为奥贝交替重叠遗传组织做准备。

7.根据权利要求1所述的一种超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于：所述步骤3）中，形成近平行的板条贝氏体和薄膜奥氏体相互交替层状结构后，再降到下贝氏体区域等温二次细化成型，等温时间0.1~12小时内，再慢冷或空冷到室温。

8.根据权利要求5所述的一种超级贝氏体钢的制备方法，其特征在于：获取是板条贝氏体和板条马氏体与奥氏体层状交替组织或板条贝氏体与奥氏体层状交替组织或贝马奥复相组织或贝氏体组织。

9.一种超级贝氏体钢，其特征在于，其采用权利要求1~8任一项所述的制备方法制得。