CN112941274A - 一种改善高碳铬钢强韧性的方法及其应用 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及钢材热加工工艺领域，具体公开了一种改善高碳铬钢强韧性的方法及其应用，所述改善高碳铬钢强韧性的方法通过将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理来得到奥氏体组织，然后依次进行等温盐浴与等温后淬火，得到以下贝氏体和马氏体为主的混合组织，该混合组织分布均匀、致密细小，在保持高强度的同时显著改善韧性，其中，加热与锻造处理至少包括高温锻造、室温预变形、中温锻造三个不同阶段的锻造工艺，而且工艺流程简单，可满足工业生产的需求，解决了现有用于高碳铬钢的热处理工艺存在不能在保持高碳铬钢高强度的同时显著提高韧性的问题，具有广阔的市场前景。

Description

一种改善高碳铬钢强韧性的方法及其应用
技术领域
本发明涉及钢材热加工工艺领域，具体是一种改善高碳铬钢强韧性的方法及其应用。
背景技术
钢材作为一种由钢锭、钢坯等通过压力加工制成的材料，对于现代工业具有重要意义。其中，高碳铬钢作为钢材的一种类型，是一种高碳低合金钢，广泛应用于制造滚动轴承、模具及量具等关键零部件，是现代工业的基础材料。
目前，高碳铬钢作为一种较为较为成熟的钢种，经过百余年发展，化学成分至今未发生大的变化，典型钢种为GCr15及其系列钢，通常含有约1％的碳元素，约1.5％的铬元素及少量(约0.5％)Si、Mn等元素。高碳铬钢具有较高强度、硬度及尺寸稳定性，同时具备一定的韧性。通常情况下，高碳钢的强度与韧性互为矛盾，强度越高，韧性越低。尽管在提高韧性、保持高强度上存在挑战，但由于制备成本低，工艺简单，高碳铬钢在现代工业、机械等领域具有广泛的应用。
随着航空、航天、汽车、精密机械等领域的飞速发展，对高碳钢及其零部件的强韧性(强度与韧性)、疲劳寿命及尺寸稳定性提出更高的要求。为进一步提高高碳钢及其零部件的性能，开发出了多种热处理工艺，其中，在保持高强度的同时，提高韧性是热处理工艺中的关键。但是，现有技术中用于高碳铬钢的热处理工艺，在实际使用时存在以下不足：现有用于高碳铬钢的热处理工艺存在不能在可显著提高高碳铬钢韧性的同时保证高强度的问题。
发明内容
本发明实施例的目的在于提供一种改善高碳铬钢强韧性的方法，以解决上述背景技术中提出的现有用于高碳铬钢的热处理工艺存在不能在保持高碳铬钢高强度的同时显著提高韧性的问题。
为实现上述目的，本发明实施例提供如下技术方案：
一种改善高碳铬钢强韧性的方法，包括以下步骤：
1)将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理，获得致密的奥氏体组织；
2)将获得的致密的奥氏体组织依次进行等温盐浴与等温后淬火，得到以下贝氏体和马氏体为主的混合组织，所述以下贝氏体和马氏体为主的混合组织中同时含有少量残余奥氏体与碳化物。
本发明实施例还提供一种所述的改善高碳铬钢强韧性的方法在高碳钢改性中的应用。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
本发明实施例提供的改善高碳铬钢强韧性的方法通过将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理来得到奥氏体组织，然后依次进行等温盐浴与等温后淬火，得到以下贝氏体和马氏体为主的混合组织，该混合组织分布均匀、致密细小，在保持高强度的同时显著改善韧性，其中，加热与锻造处理至少包括高温锻造、室温预变形、中温锻造三个不同阶段的锻造工艺，而且工艺流程简单，可满足工业生产的需求，解决了现有用于高碳铬钢的热处理工艺存在不能在保持高碳铬钢高强度的同时显著提高韧性的问题，具有广阔的市场前景。
附图说明
图1为本发明一实施例提供的改善高碳铬钢强韧性的方法的流程图。
图2为本发明另一实施例提供的改善高碳铬钢强韧性的方法的流程图。
图3为本发明实施例1中的高碳铬钢高温回火后得到的珠光体组织的显微图像。
图4为本发明实施例1提供的经过油冷淬火后的样品的SEM显微组织图。
图5为本发明实施例1提供的经过油冷淬火后的样品的TEM显微组织图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步详细地说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。本发明中未涉及部分均可以采用现有技术来实现，这里并不作赘述。
为了满足现代工业对高碳铬钢及其零部件的强韧性(强度与韧性)的要求，现有技术中开发出了多种热处理工艺，其中，在保持高强度的同时，提高韧性是热处理工艺中的关键。例如，在现有技术中，高碳铬钢通常采用“淬火+低温回火”工艺，获得以马氏体为主的微观组织，可显著提高强度与硬度，提高耐磨性，但其韧性较低，导致疲劳寿命不足；采用“贝氏体等温淬火”工艺处理后，获得以贝氏体为主的组织，韧性得到提高，但是硬度与强度不足，耐磨性与尺寸稳定性也较低，且该工艺耗时，效率低；采用两阶段贝氏体转变，先在较低温度保温，再升温保温，该工艺可有效提高贝氏体转变效率，获得强韧性较好，但该工艺复杂，对设备要求高，工程应用受限。因此，开发一种改善高碳铬钢强韧性的处理工艺显得非常必要。
为此，本发明实施例提供的一种改善高碳铬钢强韧性的方法，具体是一种改善高碳铬钢强韧性的热加工工艺，可显著提高韧性，同时保证高的强度，其包括以下步骤：
1)将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理，获得致密的奥氏体组织；
2)将获得的致密的奥氏体组织依次进行等温盐浴与等温后淬火，得到以下贝氏体和马氏体为主的混合组织，所述以下贝氏体和马氏体为主的混合组织中同时含有少量残余奥氏体与碳化物。
作为本发明的另一优选实施例，在所述以下贝氏体和马氏体为主的混合组织中，按照重量份计包括：35-45份的下贝氏体、45-55份的马氏体、5-8份的奥氏体、2-5份的碳化物。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述以下贝氏体和马氏体为主的混合组织具体是包括40wt％的下贝氏体、50wt％的马氏体、5-8wt％残余的奥氏体以及2-5wt％的碳化物的混合微观组织。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理，获得致密的奥氏体组织，具体包括以下步骤：高温锻造、高温回火、室温预变形、奥氏体化以及中温锻造；
其中，所述高温锻造是将待处理的高碳铬钢在大于Acm温度条件下进行锻造后再淬火冷却，以得到马氏体组织；所述高温回火是将高温锻造后得到的马氏体组织在Ac1温度±20℃的条件下保温后再进行冷却，以得到珠光体组织；所述室温预变形是在室外下将高温回火后得到的珠光体组织进行变形至变形量为4-11％；所述奥氏体化是将室温预变形后的珠光体组织在Acm温度基础上增加20-50℃的条件下进行加热，以形成晶粒细小的奥氏体与少量碳化物的混合组织；所述中温锻造是将奥氏体化后的样品在Ac1温度至Acm温度之间的温度范围进行锻造，以得到致密的奥氏体组织。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，Ac1温度：加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度；Acm温度：加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的终了温度。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述高温锻造是将待处理的高碳铬钢在1050-960℃范围进行锻造后再淬火冷却，以得到马氏体组织；所述高温回火是将高温锻造后得到的马氏体组织在700-750℃保温120-180分钟后再进行冷却，以得到珠光体组织；所述室温预变形是在室外下将高温回火后得到的珠光体组织进行变形至变形量为5-10％；所述奥氏体化是将室温预变形后的珠光体组织在930-960℃范围进行加热保温10-20分钟，以形成晶粒细小的奥氏体与少量碳化物的混合组织；所述中温锻造是将奥氏体化后的样品进行在910-830℃范围进行锻造，以得到致密的奥氏体组织。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述高温锻造时的锻造比为30-50％，获得晶粒初步细化、致密均匀的单相奥氏体组织。所述淬火冷却是浸入50-70℃(优选的是约60℃)淬火油中淬火冷却，获得以马氏体为主的组织，锻造后获得的马氏体组织得到了初步细化。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述中温锻造时的锻造比为5-15％，获得致密的奥氏体组织，为后续工艺做准备。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述等温盐浴是将获得的致密的奥氏体组织浸入270-300℃盐浴中进行等温处理，等温时间为30-60分钟，以得到约40％下贝氏体组织，经过“高温锻造”、“室温预变形”、“中温锻造”后，最终获得的下贝氏体组织板条致密、细小、均匀。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述等温后淬火是将等温盐浴后的样品立即浸入室温下的淬火油中进行等温淬火，将获得的致密的奥氏体组织中未转变的奥氏体部分转变为马氏体，最终获得以下贝氏体和马氏体为主的混合组织，同时含有少量残余奥氏体与碳化物。
本发明实施例中，通过“高温锻造”、“室温预变形”、“中温锻造”三个不同阶段的锻造工艺(三阶段锻造工艺)，结合短时间“等温盐浴”工艺+“等温后淬火”工艺，开发一种改善高碳铬钢强韧性的热加工工艺，获得以“下贝氏体+马氏体”为主的混合组织，该组织分布均匀、致密细小，在保持高强度的同时显著改善韧性。
需要说明的是，本发明中高碳铬钢主要指GCr15及其系列，本发明工艺各步骤及参数对微观组织形貌、分布及比例有重大影响，进而影响高碳铬钢最终强韧性，因此，各步骤组成整体，具体如图1所示，不能独立存在，调换分割，提供的改善高碳铬钢强韧性的方法的具体工艺如下：
[1]高温均匀化处理：将高碳铬钢样品加热至1050-1150℃(Acm以上约150-250℃)，保温30-60分钟，进行高温均匀化处理，获得均匀的单相奥氏体组织，为后续工艺做准备。
[2]高温锻造：样品经保温后进行高温锻造，始锻-终锻温度区间为1050-960℃(终锻温度保持在Acm温度以上50℃)，锻造比为30-50％，获得晶粒初步细化、致密均匀的单相奥氏体组织。锻造完成之后，样品浸入约60℃淬火油中淬火冷，获得以马氏体为主的组织。锻造后获得的马氏体组织得到了初步细化。
[3]高温回火：将淬火后获得的马氏体组织重新加热至700-750℃(Ac1±20℃温度范围)，保温120-180分钟，之后随炉进行缓慢冷却，降温至300℃以下时，可取出空气中冷却至室温。获得以铁素体+球状碳化物为主的珠光体组织，球状碳化物细小均匀，为后续工艺做准备。
[4]室温预变形：室温下对珠光体组织进行预变形处理，变形量为5-10％，保持较低变形量，提高位错密度，获得微变形组织。
[5]奥氏体化：将预变形组织加热到930-960℃(Acm以上20-50℃)进行奥氏体化加热，保温10-20分钟，严格控制温度与时间，避免奥氏体晶粒粗化。获得晶粒细小奥氏体+少量碳化物组织。
[6]中温锻造：将保温后的样品取出进行中温锻造，始锻-终锻温度区间为910-830℃(始锻温度为Acm温度，终锻温度为Ac1+100℃)，锻造比为5-15％。获得致密的奥氏体组织，为后续工艺做准备。
[7]等温盐浴：中温锻造后，样品立即浸入270-300℃盐浴中进行等温处理，等温时间为30-60分钟。获得约40wt％下贝氏体组织，经过“高温锻造”、“室温锻造”、“中温锻造”后，最终获得的下贝氏体组织板条致密、细小、均匀。
[8]油冷淬火(即等温后淬火)：等温后样品立即浸入室温淬火油中进行等温淬火，将未转变的奥氏体转变为马氏体。最终获得以“下贝氏体+马氏体”为主的组织，同时含有少量残余奥氏体与碳化物。该微观组织细小均匀，不同组织的比例也得到优化，可显著改善高碳铬钢的韧性，同时保持高强度。
作为本发明的另一优选实施例，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，还包括在将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理前进行高温均匀化处理的步骤，具体是将待处理的高碳铬钢加热至1050-1150℃(Acm温度以上约150-250℃)，保温30-60分钟进行高温均匀化处理，获得均匀的单相奥氏体组织，为后续工艺做准备。
本发明实施例还提供一种所述的改善高碳铬钢强韧性的方法在高碳钢改性中的应用。具体的，所述高碳钢(High Carbon Steel)常称工具钢，含碳量从0.60wt％至1.70wt％。
作为本发明的另一优选实施例，相比于目前的热处理工艺，本发明实施例通过高温锻造、室温预变形、中温锻造三个不同阶段的锻造工艺，结合较短时间的等温盐浴+等温后淬火，开发一种改善高碳铬钢强韧性的热加工工艺，获得以下贝氏体+马氏体为主的微观组织，显著提高韧性，保证高强度。
以下通过列举具体实施例对本发明的改善高碳铬钢强韧性的方法的技术效果做进一步的说明。
实施例1
一种改善高碳铬钢强韧性的方法，具体是一种改善高碳铬钢强韧性的热加工工艺，实验用材料为GCr15，重量为15Kg。该工艺包含：
1)高温均匀化处理：将GC15钢锭在氮气保护炉中加热至1100℃，保温45分钟，进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
2)高温锻造：到保温时间，将样品从氮气保护炉中取出，立即进行高温锻造。锻造比为40％，终锻温度为960℃。锻造完成之后，立即将样品浸入60℃淬火油中进行淬火冷却，获得以马氏体为主的组织。高温锻造后，母相奥氏体晶粒得到初步细化，致密性、均匀性得到提高，淬火后获得马氏体晶粒也得到初步细化。
3)高温回火：将淬火冷却后样品重新加热至740℃，保温120分钟，之后随炉进行缓慢冷却，降温至300℃时出炉，在空气中冷却至室温，获得珠光体组织，将该珠光体组织进行显微观察，得到的显微图像如图3所示，从图3可以看出，该珠光体组织以铁素体+球状碳化物为主，球状碳化物细小均匀。
4)室温预变形：室温下对珠光体组织进行锻造预变形，变形量为10％，适当提高珠光体组织的位错密度。
5)奥氏体化：样品经室温预变形后，重新将样品放入气氛保护炉，加热至940℃，保温15分钟。加热温度较低，时间短，获得奥氏体晶粒细小，并含有少量未溶碳化物颗粒。室温预变形产生的效应，也使得奥氏体晶粒得到进一步细化。
6)中温锻造：当奥氏体化到保温时间，将样品从炉中取出，立即进行中温锻造。锻造比为10％，终锻温度为830℃，获得致密的奥氏体组织，进一步细化奥氏体晶粒。
7)等温盐浴：中温锻造完成后，立即将样品浸入285℃熔融态盐浴中进行等温处理，保温时间40分钟。将部分奥氏体转变为下贝氏体，获得下贝氏体组织。
8)油冷淬火：等温盐浴时间到，将样品取出立即浸入淬火油中进行淬火，冷却至室温。部分未转变奥氏体将转变为马氏体，最终获得以“下贝氏体+马氏体”为主的组织，同时含有少量残余奥氏体与碳化物。
实施例2
经上述工艺后，对实施例1制备的样品进行检测。采用扫描电子显微镜(SEM)对实施例1样品进行微观组织观察，结果如图4所示。从图4可以看出，微观组织以细小均匀的下贝氏体+马氏体为主。其中贝氏体板条平均宽度为1-2μm，显著低于传统贝氏体板条，马氏体板条也得到明显细化，同时可观察到少量小颗粒碳化物。
实施例3
采用透射电子显微镜(TEM)对实施例1制备的样品进行微观组织观察，结果如图5所示，部分区域可观察到纳米贝氏体组织，板条宽度约为20-30nm。结合X射线衍射(XRD)与SEM，对实施例1制备的样品进行定量分析，得到实施例1的样品的微观组织各部分组成是：40wt％下贝氏体+50wt％马氏体+7wt％残余奥氏体+3wt％碳化物。
实施例4
对实施例1制备的样品进行力学性能测试：抗拉强度σb＝2185±15MPa，硬度为60±1.5HRC，室温冲击韧性Ak＝68±2J/cm2。由以上可知，通过以上工艺，实施例1的微观组织比例得到调整优化、晶粒得到细化，产生细晶强化效应，在保持高强度同时，可显著提高韧性。
实施例5
一种改善高碳铬钢强韧性的方法，具体是一种改善高碳铬钢强韧性的热加工工艺，实验用材料为GCr15，重量为10Kg。该工艺包含：
1)高温均匀化处理：将GC15钢锭在氮气保护炉中加热至1150℃，保温30分钟，进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
2)高温锻造：到保温时间，将样品从氮气保护炉中取出，立即进行高温锻造。锻造比为50％，终锻温度为960℃。锻造完成之后，立即将样品浸入60℃淬火油中进行淬火冷却，获得以马氏体为主的组织。高温锻造后，母相奥氏体晶粒得到初步细化，致密性、均匀性得到提高，淬火后获得马氏体晶粒也得到初步细化。
3)高温回火：将淬火冷却后样品重新加热至750℃，保温120分钟，之后随炉进行缓慢冷却，降温至300℃时出炉，在空气中冷却至室温，获得珠光体组织。
4)室温预变形：室温下对珠光体组织进行锻造预变形，变形量为10％，适当提高珠光体组织的位错密度。
5)奥氏体化：样品经室温预变形后，重新将样品放入气氛保护炉，加热至960℃，保温10分钟。
6)中温锻造：当奥氏体化到保温时间，将样品从炉中取出，立即进行中温锻造。锻造比为15％，终锻温度为830℃，获得致密的奥氏体组织，进一步细化奥氏体晶粒。
7)等温盐浴：中温锻造完成后，立即将样品浸入300℃熔融态盐浴中进行等温处理，保温时间30分钟。将部分奥氏体转变为下贝氏体，获得下贝氏体组织。
8)油冷淬火：等温盐浴时间到，将样品取出立即浸入淬火油中进行淬火，冷却至室温。
对本实施例经上述工艺后制备的样品进行力学性能测试：抗拉强度σb＝2115±15MPa，硬度为57±1.5HRC，室温冲击韧性Ak＝72±2J/cm2。
实施例6
一种改善高碳铬钢强韧性的方法，具体是一种改善高碳铬钢强韧性的热加工工艺，实验用材料为GCr15，重量为16Kg。该工艺包含：
1)高温均匀化处理：将GC15钢锭在氮气保护炉中加热至1050℃，保温60分钟，进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
2)高温锻造：到保温时间，将样品从氮气保护炉中取出，立即进行高温锻造。锻造比为30％，终锻温度为960℃。锻造完成之后，立即将样品浸入60℃淬火油中进行淬火冷却，获得以马氏体为主的组织。高温锻造后，母相奥氏体晶粒得到初步细化，致密性、均匀性得到提高，淬火后获得马氏体晶粒也得到初步细化。
3)高温回火：将淬火冷却后样品重新加热至710℃，保温180分钟，之后随炉进行缓慢冷却，降温至300℃时出炉，在空气中冷却至室温，获得珠光体组织。
4)室温预变形：室温下对珠光体组织进行锻造预变形，变形量为5％，适当提高珠光体组织的位错密度。
5)奥氏体化：样品经室温预变形后，重新将样品放入气氛保护炉，加热至930℃，保温10分钟。
6)中温锻造：当奥氏体化到保温时间，将样品从炉中取出，立即进行中温锻造。锻造比为5％，终锻温度为830℃，获得致密的奥氏体组织，进一步细化奥氏体晶粒。
7)等温盐浴：中温锻造完成后，立即将样品浸入270℃熔融态盐浴中进行等温处理，保温时间60分钟。将部分奥氏体转变为下贝氏体，获得下贝氏体组织。
8)油冷淬火：等温盐浴时间到，将样品取出立即浸入淬火油中进行淬火，冷却至室温。
对本实施例经上述工艺后制备的样品进行力学性能测试：抗拉强度σb＝2165±15MPa，硬度为59±1.5HRC，室温冲击韧性Ak＝62±2J/cm2。
实施例7
该实施例为对比例，用于与实施例1进行对比，实验用材料为GCr15，重量为12Kg。工艺包含：
1)高温均匀化处理：将GC15钢锭在氮气保护炉中加热至1100℃，保温45分钟，进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
2)高温锻造：到保温时间，将样品从氮气保护炉中取出，立即进行高温锻造。锻造比为40％，终锻温度为960℃。锻造完成之后，立即将样品浸入60℃淬火油中进行淬火冷却，获得以马氏体为主的组织。
3)高温回火：将淬火冷却后样品重新加热至740℃，保温120分钟，之后随炉进行缓慢冷却，降温至300℃时出炉，在空气中冷却至室温，获得珠光体组织。
4)奥氏体化：重新将珠光体组织放入气氛保护炉，加热至940℃，保温15分钟。
5)等温盐浴：奥氏体化完成后，立即将样品浸入285℃熔融态盐浴中进行等温处理，保温时间40分钟。
6)油冷淬火：等温盐浴时间到，将样品取出立即浸入淬火油中进行淬火，冷却至室温。
对本实施例经上述工艺后制备的样品进行力学性能测试：抗拉强度σb＝2065±15MPa，硬度为56±1.5HRC，室温冲击韧性Ak＝60±2J/cm2。
结合实施例1的样品的检测数据可以看出，由于未采取“室温锻造”与“中温锻造”工艺，样品致密度、均匀性不足，晶粒无法得到有效细化；与实施例1对比，其强度、韧性均明显下降。由此可知，室温锻、中温锻造在促进形核、细化晶粒方面，起到非常重要的作用，是该工艺中的关键步骤。
实施例8
该实施例为对比例，用于与实施例1进行对比，实验用材料为GCr15，重量为14Kg。该对比例的工艺与实施例1的区别仅仅是：未进行“4)室温锻造”、“6)中温锻造”、“8)油冷淬火”，同时，“7)等温盐浴”中的保温时间延长为4小时，之后取出在空气中自然冷却。其余工序、参数均与实施例1相同。
对本实施例经上述工艺后制备的样品进行力学性能测试：抗拉强度σb＝1685±15MPa，硬度为50±1.5HRC，室温冲击韧性Ak＝75±2J/cm2。
可以看出，由于未采取“室温锻造”与“中温锻造”工艺，导致组织致密度、均匀性不足，晶粒细化效果不明显；长时间“盐浴等温”后空冷，未进行“油冷淬火”，最终获得以下贝氏体为主的组织，无马氏体形成。形成的下贝氏体含量约为85wt％。与实施例1对比，韧性虽有所提高，但强度明显下降，且长时间等温耗时、效率较低。本实施例无法达到提高韧性，同时保持高强度的要求。由此可知，“4)室温锻造”、“6)中温锻造”、“8)油冷淬火”、“7)等温盐浴”工艺及其参数控制非常关键。
因此，本发明的关键工艺点是：(1)“高温锻造”、“室温预变形”、“中温锻造”三个不同阶段的锻造工艺，可以细化微观组织，获得致密组织，细化晶粒；(2)短时间等温盐浴：等温贝氏体转变，获得40wt％左右“下贝氏体”组织，提高效率，提高韧性；(3)等温后淬火工艺：等温贝氏体形成后，进行淬火，剩余部分奥氏体转变为马氏体，获得约50wt％马氏体组织，保证高强度。本发明中，通过“三阶段锻造工艺+短时等温盐浴+等温后淬火工艺”相结合，可显著改善高碳铬钢的韧性，同时保持高的强度。
实施例9
与实施例1的样品的微观组织各部分组成相比，其是：35wt％下贝氏体+55wt％马氏体+8wt％残余奥氏体+2wt％碳化物。
实施例10
与实施例1的样品的微观组织各部分组成相比，其是：45wt％下贝氏体+45wt％马氏体+5wt％残余奥氏体+5wt％碳化物。
实施例11
与实施例1的样品的微观组织各部分组成相比，其是：40wt％下贝氏体+50wt％马氏体+5wt％残余奥氏体+5wt％碳化物。
实施例12
与实施例1的样品的微观组织各部分组成相比，其是：40wt％下贝氏体+50wt％马氏体+8wt％残余奥氏体+2wt％碳化物。
实施例13
与实施例1相比，除了室温预变形的变形量为4％外，其他与实施例1相同。
实施例14
与实施例1相比，除了室温预变形的变形量为8％外，其他与实施例1相同。
实施例15
与实施例1相比，除了室温预变形的变形量为11％外，其他与实施例1相同。
实施例16
与实施例1相比，除了高温锻造的锻造比为30％，终锻温度为1050℃，淬火冷却采用50℃淬火油外，其他与实施例1相同。
实施例17
与实施例1相比，除了高温锻造的锻造比为50％，终锻温度为1000℃，淬火冷却采用70℃淬火油外，其他与实施例1相同。
实施例18
与实施例1相比，除了高温回火是加热至700℃保温180分钟外，其他与实施例1相同。
实施例19
与实施例1相比，除了高温回火是加热至750℃保温120分钟外，其他与实施例1相同。
实施例20
与实施例1相比，除了中温锻造的终锻温度是910℃，锻造比为15％外，其他与实施例1相同。
实施例21
与实施例1相比，除了中温锻造的终锻温度是830℃，锻造比为5％外，其他与实施例1相同。
实施例22
与实施例1相比，除了等温盐浴是浸入290℃熔融态盐浴中进行保温时间45分钟外，其他与实施例1相同。
在本发明以上实施例中，为了解决背景技术中提出的问题，提供的改善高碳铬钢强韧性的方法是一种改善高碳铬钢强韧性的热加工工艺，其通过高温锻造、室温预变形、中温锻造三个不同阶段的锻造工艺，结合较短时间的等温盐浴+等温后淬火工艺，终获得“40％下贝氏体+50％马氏体+5-8％残余奥氏体+2-5％碳化物”的混合微观组织。该微观组织的致密性、均匀性得到显著提高，晶粒明显细化，各微观组织比例分布也得到调整优化。获得的下贝氏体板条平均宽度为1-2μm，显著低于传统贝氏体板条，并且形成一定量板条宽度为20-30nm的纳米贝氏体组织。马氏体板条也得到明显细化，产生细晶强化效应，在保持高碳铬钢高强度的同时，显著提高韧性。
本发明提供的改善高碳铬钢强韧性的方法取得的有益效果具体如下：
1.本发明在传统工艺基础上，通过高温锻造、室温预变形、中温锻造三个不同阶段的锻造工艺，对高碳铬钢微观组织进行优化调整，获得致密度高、比例合适、均匀细小的微观组织。
2.本发明通过高温锻造，获得致密均匀的奥氏体原始组织；通过室温预变形，在后续加热过程中，促进奥氏体形核，细化了奥氏体组织；通过中温锻造，在后续等温过程中，促进贝氏体形核，细化了贝氏体组织。
3.本发明可显著细化高碳铬钢微观组织，获得贝氏体板条平均宽度为1-2μm，显著低于传统贝氏体板条，并且形成一定量板条宽度为20-30nm的纳米贝氏体组织。马氏体板条也得到明显细化，产生细晶强化效应，显著提高强韧性。
4.本发明通过控制等温盐浴及后续淬火工艺，缩短等温时间，提高效率，最终获得的以“下贝氏体+马氏体”为主的微观组织。不同微观组织比例约为“40％下贝氏体+50％马氏体+5-8％残余奥氏体+2-5％碳化物”。该混合组织可显著改善高碳铬钢的韧性，同时保持高的强度。
需要提前说明是，以上实施例中的关键步骤、参数及原理说明如下：
1.高温回火参数：高温回火温度为关键参数，必须调控到Ac1±20℃上下温度范围内(710-750℃)进行回火，利于形成细小均匀的球状碳化物，改善基体组织，提高强韧性；如温度过低，将导致球状碳化物无法有效形成，温度过高，碳化物粗化，均不以利强韧性提高。
2.室温预变形：室温预变形量控制在5-10％较低范围，避免形成变形织构；其主要作用为：显著提高位错密度，在后续加热过程中，促进奥氏化形核，细化奥氏体晶粒；同时，预变形有利于致密化组织，细化晶粒，最终获得细小致密均匀的奥氏体组织，为细化贝氏体与马氏体做组织准备。
3.奥氏体化参数：室温锻造之后，进行奥氏体化，加热温度与保温时间为关键参数，应严格控制：温度必须选择在Acm以上20-50℃，不可太高，保温时间10-20分钟，不能太长。若加热温度低，保温时间短，无法获得均匀奥氏体组织，影响贝氏体与马氏体成分与含量，降低强韧性；若加热温度过高，保温时间过长，会使室温锻造效应消失，晶粒粗化，降低材料强韧性；同时也会使碳化物完全溶解，奥氏体孕育期延长，贝氏体转换效率降低。
4.中温锻造工艺：中温锻造量应控制在5％-15％较低范围，避免奥氏体机械稳定化，影响贝氏体形成。中温锻造主要作用为，提高位错密度，在后续等温过程中促进贝氏体形核，形成纳米贝氏体组织(20-30nm宽纳米贝氏体)；中温锻造温度选择为两相区Ac1-Acm之间，可进一步细化奥氏体组织和碳化物，有利于等温时形成细小贝氏体板条(板条宽度1-2μm)，显著提高强韧性。
5.在“高温锻造”与“中温锻造”过程中，样品出炉进行锻造时，其温度会持续下降，通过控制始锻-终锻温度区间，调节锻造耗时。在温度降至终锻温度时，必须完成相应锻造工艺。
6.等温盐浴温度：等温盐浴控制在270-300℃保温，温度区间位于下贝氏体形成区间，促进下贝氏体形成；保温温度过高，会使得贝氏体板条粗化，甚至形成上贝氏体，将严重降低强韧性；温度过低，贝氏体形成速率低，数量少，同样不利于强韧性的提高。
7.等温盐浴时间：采取较短时间的等温盐浴，可提高效率；同时，短时等温，可保证40％左右奥氏体转变为贝氏体，剩余奥氏体在后续淬火工艺中，大部分可转变为马氏体组织。获得“下贝氏体+马氏体”为主的混合组织，在提高韧性同时，可保证高的强度。
8.等温后淬火工艺：等温盐浴后进行油淬，剩余奥氏体将转变为马氏体组织，最终获得以“下贝氏体+马氏体”为主的组织，在提高韧性同时，保证高强度。
上面对本发明的较佳实施方式作了详细说明，但是本发明并不限于上述实施方式，在本领域的普通技术人员所具备的知识范围内，还可以在不脱离本发明宗旨的前提下作出各种变化。尤其是，只要不存在冲突，本发明所披露的实施例中的各项特征均可通过任意方式相互结合起来使用，在本说明书中未对这些组合的情况进行穷举性的描述仅仅是出于省略篇幅和节约资源的考虑，这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围之中。

Claims (10)

1.一种改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，所述改善高碳铬钢强韧性的方法包括以下步骤：
1）将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理以获得奥氏体组织；
2）将获得的奥氏体组织依次进行等温盐浴与等温后淬火，得到以下贝氏体和马氏体为主的混合组织，且所述以下贝氏体和马氏体为主的混合组织中同时含有残余的奥氏体与碳化物。
2.根据权利要求1所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，在所述以下贝氏体和马氏体为主的混合组织中，按照重量份计包括：35-45份的下贝氏体、45-55份的马氏体、5-8份的奥氏体、2-5份的碳化物。
3.根据权利要求2所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，所述以下贝氏体和马氏体为主的混合组织具体是包括40wt%的下贝氏体、50wt%的马氏体、5-8wt%的奥氏体以及2-5wt%的碳化物的混合微观组织。
4.根据权利要求1所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述将待处理的高碳铬钢通过加热与锻造处理以获得奥氏体组织，具体包括以下步骤：高温锻造、高温回火、室温预变形、奥氏体化以及中温锻造；其中，所述高温锻造是将待处理的高碳铬钢在大于Acm温度的条件下进行锻造后再淬火冷却，以得到马氏体组织；所述高温回火是将高温锻造后得到的马氏体组织在Ac1温度±20℃的条件下保温后再进行冷却，以得到珠光体组织；所述室温预变形是在室外下将高温回火后得到的珠光体组织进行变形至变形量为4-11%；所述奥氏体化是将室温预变形后的珠光体组织在Acm温度基础上增加20-50℃的条件下进行加热；所述中温锻造是将奥氏体化后的样品在Ac1温度至Acm温度之间的温度范围进行锻造。
5.根据权利要求4所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述高温锻造是将待处理的高碳铬钢在1050-960℃范围进行锻造后再淬火冷却，以得到马氏体组织；所述高温回火是将高温锻造后得到的马氏体组织在700-750℃保温120-180分钟后再进行冷却，以得到珠光体组织；所述室温预变形是在室外下将高温回火后得到的珠光体组织进行变形至变形量为5-10%；所述奥氏体化是将室温预变形后的珠光体组织在930-960℃范围进行加热保温10-20分钟；所述中温锻造是将奥氏体化后的样品进行在910-830℃范围进行锻造，以得到奥氏体组织。
6.根据权利要求4所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述高温锻造时的锻造比为30-50%，且淬火冷却是浸入50-70℃淬火油中淬火冷却；所述中温锻造时的锻造比为5-15%。
7.根据权利要求1所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述等温盐浴是将获得的奥氏体组织浸入270-300℃盐浴中进行等温处理30-60分钟。
8.根据权利要求7所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，所述等温后淬火是将等温盐浴后的样品浸入室温下的淬火油中进行等温淬火。
9.根据权利要求1所述的改善高碳铬钢强韧性的方法，其特征在于，在所述的改善高碳铬钢强韧性的方法中，还包括将待处理的高碳铬钢在通过加热与锻造处理前进行高温均匀化处理的步骤，具体是将待处理的高碳铬钢加热至1050-1150℃保温30-60分钟。
10.一种如权利要求1-9任一所述的改善高碳铬钢强韧性的方法在高碳钢改性中的应用。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114210897A (zh) * 2021-12-28 2022-03-22 扬州志程机械锻造有限公司 一种高碳高铬钢锻件的锻造方法及锻件
CN114525388A (zh) * 2022-02-21 2022-05-24 刘鑫 一种上贝氏体层状组织钢及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102534133A (zh) * 2010-12-16 2012-07-04 张莹 一种轴承钢的热处理工艺
CN102534134A (zh) * 2012-01-06 2012-07-04 莱芜钢铁集团有限公司 一种中碳轴承钢贝氏体等温淬火热处理工艺方法
CN104313259A (zh) * 2014-11-22 2015-01-28 唐山亚捷机械有限公司 高铬轴承钢零件的马氏体、贝氏体等温盐浴淬火生产线
CN106868258A (zh) * 2017-03-03 2017-06-20 西京学院 一种高碳铬钢碳化物超细化处理工艺
US20170342521A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Asustek Computer Inc. Alloy steel composition and produciing method thereof
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
CN111455146A (zh) * 2020-05-06 2020-07-28 西京学院 一种低合金马氏体钢强韧化处理方法及马氏体钢

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102534133A (zh) * 2010-12-16 2012-07-04 张莹 一种轴承钢的热处理工艺
CN102534134A (zh) * 2012-01-06 2012-07-04 莱芜钢铁集团有限公司 一种中碳轴承钢贝氏体等温淬火热处理工艺方法
CN104313259A (zh) * 2014-11-22 2015-01-28 唐山亚捷机械有限公司 高铬轴承钢零件的马氏体、贝氏体等温盐浴淬火生产线
US20170342521A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Asustek Computer Inc. Alloy steel composition and produciing method thereof
CN106868258A (zh) * 2017-03-03 2017-06-20 西京学院 一种高碳铬钢碳化物超细化处理工艺
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
CN111455146A (zh) * 2020-05-06 2020-07-28 西京学院 一种低合金马氏体钢强韧化处理方法及马氏体钢

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114210897A (zh) * 2021-12-28 2022-03-22 扬州志程机械锻造有限公司 一种高碳高铬钢锻件的锻造方法及锻件
CN114525388A (zh) * 2022-02-21 2022-05-24 刘鑫 一种上贝氏体层状组织钢及其制备方法

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