CN115110004B - 一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢及其热处理方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢及其热处理方法，所述中碳贝氏体钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.25~0.60%，Si：0.10~0.50%，Mn：0.80~1.60%，Al：0.50~3.00%，Cr：0.10~0.50%，Ni：1.20~2.00%，Mo：0.10~0.60%，Nb：0.01~0.05%，Zr：0.001~0.01%，其余为铁元素及不可避免的杂质；同时，上述化学成分还须满足以下三个关系式：（1）1.3≤Mn/C≤4.8，（2）1.8≤(Mn+Si)/C≤5.6，（3）0.9≤(Mo+Cr)/C≤2.2；热处理方法是：所述贝氏体钢在Ac1+(MS‑Mf)+(10~60)℃下奥氏体化处理，随后以＞10℃/s的冷却速率快速冷却至Mf‑(0~50)℃，等温8~36h，最后出炉空冷至室温；本发明方法制得的中碳贝氏体钢的抗拉强度为1000~1600 MPa；20℃下V型缺口冲击吸收功为75~150J；断后伸长率为15~24%，能满足国内外工业制造领域对高质量钢材在极端服役环境下的高性能要求。

Description

一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢及其热处理方法
技术领域
本发明涉及钢铁材料技术领域，特别是一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢及其热处理方法，本发明钢材适用于工程机械、精密轴承和高速钢轨等领域。
背景技术
钢铁是社会发展的基础材料，兼具高强度和良好塑韧性的先进钢铁材料成为当前工业装备和机械制造领域的要求之一。低温贝氏体钢由于其优异的综合力学性能近年来被广泛研究。微纳结构贝氏体铁素体和层间富碳的残余奥氏体的组合使贝氏体钢在满足超高强度的同时具备良好的塑韧性。然而，在实现超高强度的同时，贝氏体钢的冲击韧性往往很难有显著的提升，这是由于传统贝氏体相变温度较高（马氏体转变开始温度MS与贝氏体转变开始温度BS之间），高的转变温度致使贝氏体板条粗化，同时，在晶粒内和晶界处存在较多的块状残余奥氏体，这些因素对贝氏体钢的冲击韧性是极为不利的。
“贝氏体钢及其制造方法”（CN102112644）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.6~1.1 wt%，锰0.5~1.5 wt%，硅0.5~2 wt%，镍至多为3 wt%，铬1.0~1.5 wt%，钼0.2~0.5 wt%，钒至多为0.1~0.2 wt%，余量为铁。通过在贝氏体转变温度范围内长时间等温，得到具有60vol%~80 vol%的贝氏体铁素体。虽然其抗拉强度达到1900 MPa以上，但室温下的冲击吸收功仅为4 J~7 J，且生产周期长，增加了生产成本，不利于大规模的工业化生产。
“一种超高强度高韧性多步等温贝氏体钢及其制造方法”（CN103555896）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.2~0.5 wt%，硅1.2~2.0 wt%，锰1.0~5.0 wt%，镍1.0~2.0wt%，铬0.1~1.5 wt%，铜0.3~2.0 wt%，钼0.1~0.5 wt%，铌0.0~0.1 wt%，钒0.0~0.1 wt%，钛0.0~0.1 wt%，磷小于0.015 wt%，硫小于0.010 wt%，余量为铁。采用两步或多步等温淬火工艺，细化贝氏体铁素体板条和块状残余奥氏体，其抗拉强度为1500~2000 MPa，延伸率为12~25%，冲击韧性为45~60 J/cm2。该技术虽然采用两步或多步等温淬火工艺，通过细化显微组织的方式在一定程度上改善了贝氏体钢的冲击韧性，但提升程度有限，且热处理工艺步骤繁复。
“一种高韧性中高碳超细贝氏体钢的制备方法”（CN106521350）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.48~0.78 wt%，硅1.5~2.5 wt%，锰0.6~1.2 wt%，铬0.8~1.4 wt%，余量为铁。该技术采用中温变形工艺与分级等温热处理工艺相结合的方式，最后得到高强度高韧性超细贝氏体钢。其抗拉强度为1500~2000 MPa，延伸率为12~22%，室温冲击韧性为40~100J/cm2。该技术虽然对贝氏体钢的冲击韧性实现了较大提升，但生产工艺复杂，且冲击韧性仍有很大的提升空间。
“高强度高韧性纳米结构低合金高碳钢的制备方法”（CN101693981）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.7~0.9 wt%，硅1.4~1.6 wt%，锰1.2~1.4 wt%，铝1.4~1.6 wt%，铬0.7~0.9 wt%，钨0.7~0.9 wt%，磷小于0.02 wt%，硫小于0.02 wt%，余量为铁。采用等温淬火工艺得到的贝氏体钢抗拉强度为2000~2300 MPa，延伸率为6.7~7.8%，U型缺口室温冲击吸收功为7~22 J。虽然该技术得到了一种超高强度贝氏体钢，生产工艺简单，但冲击韧性非常低。
“一种无碳化物贝氏体钢、采用该钢体的齿板及其制备方法”（CN103397273）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.3~0.4 wt%，硅1.0~2.0 wt%，锰1.5~2.5 wt%，铬0.8~1.4wt%，钼0.1~0.6 wt%，镍0.8~1.6 wt%，硼0.004~0.008 wt%，钛0.2~0.5 wt%，磷小于0.015wt%，硫小于0.015 wt%，余量为铁。该技术得到的无碳化物贝氏体钢抗拉强度为1400~1800MPa，U型缺口室温冲击韧性为20~50 J/cm2。虽然生产过程简便易行，但其冲击韧性仍处于较低水平，难以适用于某些对冲击韧性要求严苛的服役环境。
现有研究中另外一类贝氏体钢则可以达到超高冲击韧性的要求，但强度级别较低。
“高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法”（CN1786246）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.015~0.08 wt%，硅0.26~0.46 wt%，锰1.5~1.7 wt%，铌0.015~0.060wt%，钛0.005~0.03 wt%，硼0.0005~0.003 wt%，钼0.2~0.5 wt%，铜0.4~0.6 wt%，镍0.26~0.40 wt%，铝0.015~0.05 wt%，余量为铁。采用TMCP+RPC+SQ工艺进行生产得到的贝氏体钢抗拉强度仅为800 MPa级别，-20 ℃下的V型冲击吸收功为210~280 J。
“一种高韧性含B热轧低碳贝氏体钢板及其生产方法”（CN109234612）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.03~0.08 wt%，锰1.50~1.80 wt%，硅0.10~0.40 wt%，硼0.0010~0.0025 wt%，铬0.20~0.50 wt%，钼不高于0.30 wt%，铌0.030~0.060 wt%，钒≤0.10 wt%，铝当量0.020~0.060 wt%。磷≤0.015 wt%，硫≤0.0050 wt%，余量为铁。采用层流分段冷却工艺得到的贝氏体钢抗拉强度为800~900 MPa，-40 ℃下的V型冲击吸收功为170~190 J。
“一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法”（CN102560250）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳≤0.03 wt%，硅≤0.15 wt%，锰1.2~1.6 wt%，铝0.02~0.05 wt%，铌0.02~0.04wt%，钒0.04~0.06 wt%，钛0.005~0.020 wt%，铜0.45~0.70 wt%，镍0.30~0.50 wt%，硼0.0008~0.003 wt%，氮≤0.006 wt%，磷≤0.015 wt%，硫≤0.010 wt%，余量为铁。该技术得到的回火超低碳贝氏体钢板为800 MPa强度级别，延伸率≥15%，-40 ℃下的V型冲击吸收功达到150 J以上。
“一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法”（CN102732790）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.02~0.08 wt%，硅0.10~0.50 wt%，锰3.0~4.5 wt%，铌0.02~0.10 wt%，钛0.005~0.040 wt%，铝0.01~0.06 wt%，硼0.0008~0.0030 wt%，磷≤0.020 wt%，硫≤0.005 wt%，余量为铁。通过控轧控冷最终得到的贝氏体钢板强度级别为700~1100 MPa，其-30 ℃下的V型冲击吸收功达到150 J以上。
“高性能低碳贝氏体结构钢及其生产方法”（CN101168826）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.04~0.07 wt%，硅0.20~0.50 wt%，锰1.50~1.80 wt%，铌0.03~0.06 wt%，钛0.005~0.030 wt%，铬0.25~0.50 wt%，铜0.30~0.60 wt%，镍0.20~0.50 wt%，铝当量0.010~0.070 wt%，磷≤0.025 wt%，硫≤0.015 wt%，余量为铁。其采用TMCP+RPC工艺最终得到的贝氏体钢抗拉强度为580~650 MPa，延伸率大于20%，-20 ℃下的V型冲击吸收功为290~360 J。
上述贝氏体钢虽然实现了超高的冲击韧性，但其强度均在1000 MPa以下，这主要是由低碳或超低碳的成分设计决定的。
现有的研究中对高强度贝氏体钢的冲击韧性有提升作用的热处理工艺主要为MS温度以下等温淬火工艺（Below-MS austempering to obtain refined bainiticstructure and enhanced mechanical properties in low-C high-Si/Al steels [J].Scripta Materialia, 2016, 112:96-100. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2015.09.022. ）、多步贝氏体等温淬火工艺等（Multi-step isothermalbainitic transformation in medium-carbon steel [J]. Scripta Materialia, 2014,74:56-59. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2013.10.019 ）。在MS温度以下进行贝氏体等温，加速了贝氏体相变过程，细化贝氏体了铁素体板条，对冲击韧性有一定的提升。这是因为先生成的无热马氏体与母相奥氏体之间存在大量界面，这些界面为贝氏体相变提供了更多的形核点；其次，过冷度的增加促进了贝氏体相变动力学；另外，马氏体相变以切变方式进行，由fcc相向bcc相转变引起的体积膨胀导致内部未变形区引入了大量位错，新引入的位错亚结构促进了贝氏体相变。尽管MS温度以下贝氏体等温淬火工艺对贝氏体钢的冲击韧性有了一定的提升，但与同级别回火马氏体钢的冲击韧性仍有差距。而多步等温淬火工艺也是利用了细化贝氏体铁素体板条这一方式实现对贝氏体钢的增韧。然而现有的热处理工艺对贝氏体钢冲击韧性的提升仍是很有限的。
“一种高强韧性贝氏体钢轨及其制造方法”（CN110468347）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.20~0.30 wt%，硅1.00~1.80 wt%，锰1.80~2.80 wt%，铬0.50~1.00 wt%，钼0.40~0.70 wt%，铌0.02~0.08 wt%，钒0.05~0.10 wt%，钛0.003~0.020 wt%，氧≤0.0005wt%，氮0.0030~0.0060 wt%，磷≤0.025 wt%，硫≤0.015 wt%，余量为铁。其抗拉强度≥1350MPa，室温U型冲击吸收功≥70 J。该技术对高强度中碳贝氏体钢的冲击韧性有一定提升，但生产过程中的轧制工艺较为复杂，且该技术对于冲击韧性的提升仍是十分有限的。
“含铝低温贝氏体钢的制备方法”（CN103014527）专利技术，其所述贝氏体钢包含：碳0.2~1.1 wt%，铝0.5~1.5 wt%，硅0.5~1.5 wt%，锰0.2~2.0 wt%，铬1.0~2.0 wt%，镍0~1.0wt%，钼0.2~0.5 wt%，钛＜0.01 wt%，钒＜0.03 wt%，铌＜0.01 wt%，磷＜0.02 wt%，硫＜0.02 wt%，氧＜0.001 wt%，氢＜0.0001 wt%，余量为铁。该专利中的中碳低温贝氏体钢的U型冲击吸收功较高，但生产过程中需要进行多步热处理工艺，步骤复杂。其中的高碳贝氏体钢虽然抗拉强度达到了2 Gpa以上，但室温下的U型缺口冲击韧性仅为24 J/cm2。
因此，现有技术中目前还没有能同时兼顾强度和冲击韧性的贝氏体钢种出现，而实际生产中亟需此类钢种来满足国内外工业制造领域对高质量钢材在极端服役环境下的高性能要求，因此，亟待开发此类钢种以弥补行业内这一空白钢种。
发明内容
本发明的目的就是针对目前行业内还没有能同时兼顾强度和冲击韧性的贝氏体钢种出现，提供一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢及其热处理方法。本发明创造性地提出了Mf温度以下等温淬火工艺，对高强度中碳贝氏体钢的冲击韧性有了显著的提升，实现了高强度与高冲击韧性在贝氏体钢中的兼容。
本发明的一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢，所述中碳贝氏体钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.25~0.60%，Si：0.10~0.50%，Mn：0.80~1.60%，Al：0.50~3.00%，Cr：0.10~0.50%，Ni：1.20~2.00%，Mo：0.10~0.60%，Nb：0.01~0.05%，Zr：0.001~0.01%，其余为铁元素及不可避免的杂质；同时，上述化学成分还须满足以下三个关系式：（1）1.3≤Mn/C≤4.8，（2）1.8≤(Mn+Si)/C≤5.6，（3）0.9≤(Mo+Cr)/C≤2.2。
本发明的一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢的热处理方法，所述贝氏体钢在Ac1+(MS-Mf)+(10~60) ℃下奥氏体化处理，随后以＞10 ℃/s的冷却速率快速冷却至Mf-(0~50)℃，等温8~36h，最后出炉空冷至室温；其中，Ac1为奥氏体开始转变温度，MS为马氏体转变开始温度，Mf为马氏体转变结束温度。
采用本发明的化学成分及热处理方法制得的中碳贝氏体钢的抗拉强度为1000~1600 MPa；20℃下V型缺口冲击吸收功为75~150J；断后伸长率为15~24%。
本发明钢中主要化学成分限定理由如下：
碳：C是钢中的主要化学元素，以保证钢材的强度和硬度要求。但考虑到过高含量的C会降低钢材的焊接性，综合考虑钢材的强韧性匹配要求后，将本发明所述钢板中的C含量为0.25~0.60 wt%。
硅：Si在钢中起到抑制渗碳体析出的作用，以得到一种无碳化物贝氏体组织；此外Si还能起到固溶强化的作用，但Si含量过高会降低钢材的塑韧性。因此，本发明所述钢板中的Si含量为0.10~0.50 wt%。
锰：Mn在钢中起到固溶强化的作用，提高淬透性以及奥氏体稳定性。但过量的Mn会增加铸坯缺陷。因此，本发明所述钢板中的Mn含量为0.80~1.60 wt%。
铝：Al可以抑制碳化物的析出，同时加速贝氏体相变，并提高奥氏体稳定性。少量Al的加入还能改善钢材的韧性。但Al含量过高时会影响钢材的焊接性能和切削加工性能。本发明所述钢板中的Al含量为0.50~3.00 wt%。
铬：Cr可以提高钢材的强度和硬度，并改善钢的抗氧化性和耐腐蚀性，提高淬透性。本发明所述钢板中的Cr含量为0.10~0.50 wt%。
镍：Ni可以提高钢材的强度，同时改善钢材的低温韧性，焊接性。本发明所述钢板中的Ni含量为1.20~2.00 wt%。
钼：Mo在钢中起到固溶强化的作用，同时还可以提高钢的淬透性。本发明所述钢板中的Mo含量为0.10~0.60 wt%。
铌：Nb可以和C、N等元素结合形成碳化物、氮化物、碳氮化物，在钢中起到细化晶粒的作用，提高钢材的强度。但过量的Nb会形成较多粗大的夹杂物，恶化钢板的强度和韧性。因此，本发明所述钢板中的Nb含量为0.01~0.05 wt%。
锆：微量Zr的加入可以改善钢材的耐腐蚀性和低温韧性。本发明所述钢板中的Zr含量为0.001~0.01 wt%。
本发明化学成分还须满足以下三个关系式，理由如下：
（1）1.3≤Mn/C≤4.8，以保证所述贝氏体钢的淬透性，适当提升所述贝氏体钢的强度；
（2）1.8≤[(Mn+Si)/C]≤5.6，以保证所述贝氏体钢的淬透性和焊接性能；
（3）0.9≤[(Mo+Cr)/C]≤2.2；以保证所述贝氏体钢具有一定耐蚀性的同时不降低其淬透性。
本发明所述的一种高强度高冲击韧性的贝氏体钢的热处理方法，包括以下步骤：
将所述贝氏体钢在Ac1+(MS-Mf)+(10~60) ℃下奥氏体化，随后以＞10 ℃/s的冷却速率快速冷却至Mf-(0~50) ℃，等温8~36h，最后出炉空冷至室温，得到一种兼具高抗拉强度和超高冲击韧性的贝氏体钢。
采用上述热处理工艺最终得到的贝氏体钢由贝氏体铁素体板条、薄膜状残余奥氏体、块状残余奥氏体和马氏体组织组成。
采用上述热处理工艺得到的中碳贝氏体钢：抗拉强度为1000~1600 MPa；20 ℃下V型缺口冲击吸收功为75~150 J；断后伸长率为15~24%。
本发明热处理工艺的原理如下：
钢在Mf温度以下的等温转变过程中，当从奥氏体化温度迅速冷却到Mf以下某一温度时，母相奥氏体晶粒中瞬时切变形成大量马氏体，并有少量残余奥氏体。在该温度下较长时间的等温过程中，碳浓度差导致马氏体中的过饱和的碳逐渐向奥氏体中扩散，导致部分奥氏体的逆形成。另一方面，奥氏体中碳的富集会导致实际的Mf温度降低，贝氏体转变随后发生在先无热马氏体和奥氏体的界面处，先无热马氏体的形成导致的组织内部体积膨胀造成位错密度增加，这增加了贝氏体相变所需的形核位点，而且相变过程中过冷度的增加提升了贝氏体形核的驱动力。这些因素的共同作用促进了Mf以下贝氏体的转变，并导致贝氏体铁素体板条的细化。
Mf温度以下等温淬火工艺细化了块状残余奥氏体+马氏体组织，减少了块状残余奥氏体+马氏体组织的体积分数，细化了贝氏体铁素体板条和残余奥氏体薄膜。当受到厚度方向的冲击时，贝氏体铁素体+残余奥氏体的层状结构会使裂纹发生偏转和钝化，导致裂纹沿长度方向扩展，延迟断裂。当贝氏体与残余奥氏体之间发生分层时，冲击能通过撕裂片层并在相邻片层中产生新裂纹来吸收。因此，贝氏体铁素体和残余奥氏体的层状组织对提高冲击韧性有很大的贡献。结构中更多的层状结构将导致更大的损伤容限和断裂吸收能量。由于残余奥氏体薄膜具有较高的机械和化学稳定性，它可能不会迅速转变为马氏体，或者需要在较大变形下才能诱发马氏体转变，这将在整个冲击过程中吸收更多的能量，并对冲击韧性产生持久的改善，从而在中碳贝氏体钢中实现了高强度和超高冲击韧性的兼容。
本发明与现有技术相比有以下优点：
1、采用中碳与低合金含量的成分设计思路，一方面避免了超高强度高碳钢的低冲击韧性问题，另一方面，超高冲击韧性低碳钢的强度问题也得到了解决，此外，低合金成分设计减少了贵重金属元素的添加量，大大降低了工业化生产成本。
2、创造性的提出在Mf温度以下等温淬火工艺，对高强度中碳贝氏体钢的冲击韧性有了显著的提升，实现了高强度与高冲击韧性在贝氏体钢中的兼容。
3、钢中添加的微量合金元素除在高温下部分固溶外，另有微量合金元素易与碳、氮元素结合形成微量的小尺寸夹杂物。小尺寸、大间距分布的夹杂物起到钉扎晶界、细化晶粒的作用；而细小弥散分布的高熔点夹杂可以作为形核位点，从而提高形核率，抑制晶粒长大。此外，晶界面积的增加有助于在冲击过程中吸收更多的能量，从而改善试验钢的冲击韧性。
本发明结合理论分析和试验研究得到了一种高强度、超高冲击韧性的中碳贝氏体钢及其热处理方法。该发明有效解决了传统钢铁材料中高强度和高冲击韧性难以兼容的问题，使用简单的低合金成分设计，通过在Mf（马氏体转变结束温度）温度以下等温淬火，细化了贝氏体铁素体板条，减少了块状马氏体-残余奥氏体的数量，细化了块状马氏体-残余奥氏体的尺寸，改善了钢铁材料的强度和韧性，尤其对贝氏体钢的冲击韧性有了显著提高。
附图说明
图1为本发明实施例1制得的中碳贝氏体钢的光学金相照片；
图2是本发明实施例1制得的中碳贝氏体钢扫描电子显微镜下的组织形貌照片；
图3为本发明实施例2制得的中碳贝氏体钢的透射电镜图；
图4为本发明实施例3制得的中碳贝氏体钢中夹杂物的扫描电镜形貌和对应的面分布能谱图。
具体实施方式
为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限制本发明。
在实际应用中，根据钢板生产规格和批次不同，具有控制范围内的不同组分含量、具体工艺控制条件、以及对应的力学性能指标，为了更好地说明和解释本发明，表1至表3中将本发明实施例（本发明涉及的钢种）和对比例钢种的组分、工艺条件及力学性能罗列出来进行对比。
下表1为本发明各实施例及对比例钢板的化学成分（wt%）取值列表；
下表2为本发明各实施例及对比例钢板的热处理工艺参数取值列表；
下表3为本发明各实施例及对比例钢板的主要力学性能测试结果列表。
本发明各实施例及对比例的一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢，所述中碳贝氏体钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.25~0.60%，Si：0.10~0.50%，Mn：0.80~1.60%，Al：0.50~3.00%，Cr：0.10~0.50%，Ni：1.20~2.00%，Mo：0.10~0.60%，Nb：0.01~0.05%，Zr：0.001~0.01%，其余为铁元素及不可避免的杂质；同时，上述化学成分还须满足以下三个关系式：（1）1.3≤Mn/C≤4.8，（2）1.8≤(Mn+Si)/C≤5.6，（3）0.9≤(Mo+Cr)/C≤2.2。
本发明各实施例的一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢的热处理方法，所述贝氏体钢在Ac1+(MS-Mf)+(10~60) ℃下奥氏体化处理，随后以＞10 ℃/s的冷却速率快速冷却至Mf-(0~50) ℃，等温8~36h，最后出炉空冷至室温；本发明中，Ac1为奥氏体开始转变温度，具体为740℃，MS为马氏体转变开始温度，具体为360℃，Mf为马氏体转变结束温度，具体为225℃。
表1 本发明各实施例及对比例钢板化学成分（wt%）取值列表
实施例 C Si Mn Al Cr Ni Mo Nb Zr Mn/C (Mn+Si)/C (Mo+Cr)/C
1 0.25 0.19 1.20 0.50 0.15 1.20 0.10 0.010 0.010 4.8 5.6 1
2 0.35 0.25 1.48 1.10 0.50 1.48 0.25 0.040 0.006 4.2 4.9 2.1
3 0.39 0.50 1.60 3.00 0.25 2.00 0.60 0.050 0.008 4.1 5.4 2.2
4 0.41 0.10 0.96 1.20 0.10 1.51 0.26 0.030 0.001 2.3 2.6 0.9
5 0.60 0.26 0.80 1.98 0.26 1.45 0.25 0.020 0.004 1.3 1.8 0.9
对比例1 0.25 0.19 1.20 0.50 0.15 1.20 0.10 0.010 0.010 4.8 5.6 1
对比例2 0.35 0.25 1.48 1.10 0.50 1.48 0.25 0.040 0.006 4.2 4.9 2.1
表2 本发明各实施例及对比例钢的热处理工艺参数取值列表
实施例 奥氏体化温度/℃ 等温温度/℃ 等温时间/h
1 950 225 8
2 940 205 16
3 930 200 24
4 900 185 32
5 910 165 36
对比例1（实施例1的热轧态） / / /
对比例2 900 425 4
表3 本发明各实施例及对比例钢的力学性能测试结果列表
实施例 Rm/MPa AKV (20 ℃)/J TEL/%
1 1096 136 23
2 1215 125 22
3 1306 139 23
4 1465 87 18
5 1587 79 16
对比例1（实施例1的热轧态） 983 38 12
对比例2 1087 45 23
注：Rm为抗拉强度、AKV (20 ℃)为20℃下V型缺口试样冲击功、TEL为断后伸长率。
由上述表2及表3可以看出，实施例1-5的钢板采用本发明热处理方法之后，中碳贝氏体钢的抗拉强度和V型冲击功显著提高。而对比例1钢板为实施例1钢板的热轧态钢板，由表3中的力学性能测试结果可以看出：采用本发明所述的热处理方法之后，实施例1的抗拉强度较对比例1（实施例1的热轧态）提高了11%，V型冲击功较对比例1（实施例1的热轧态）提高了258%，断后伸长率增加了92%。
对比例2与实施例2所用钢板的化学成分一致。其马氏体转变开始温度（MS）为350℃，马氏体转变结束温度（Mf）为210℃，由于对比例2的热处理等温温度为425℃，未采用本发明所述的热处理方法（即低于210℃等温处理），因此，对比例2采用了常规热处理工艺后，其抗拉强度为1269MPa，V型冲击功为45J，断后伸长率为17%。实施例2采用了本发明所述的热处理方法，即在Mf温度以下（205℃）等温16h后空冷至室温，得到的热处理钢板抗拉强度相较于对比例2提升了12%，V型冲击功较对比例1（实施例1的热轧态）提高了178%，断后伸长率基本稳定。
因此，由上述实施例和对比例的热处理工艺和力学性能测试结果可以看出：经过本发明所述的等温淬火热处理工艺得到的贝氏体钢的强度和冲击功得到了显著改善，该类型贝氏体钢有着良好的强韧性结合。
结合上述具体实施例可得：
本发明基于MS温度以下等温淬火工艺，突破性地将等温淬火温度降低至Mf温度以下，并得到微纳结构贝氏体铁素体与薄膜状残余奥氏体相间的片层组织，该贝氏体钢在具备超高强度的同时拥有超高的冲击韧性。
本发明所述的贝氏体钢由贝氏体铁素体板条、薄膜状残余奥氏体、块状马氏体+残余奥氏体组成。大量的贝氏体铁素体板条保证了贝氏体钢的高强度，微纳结构贝氏体铁素体与薄膜状残余奥氏体的片层相间分布有效钝化裂纹尖端，阻碍了裂纹的扩展路径，因此对该贝氏体钢的冲击韧性有显著提升，改善了贝氏体钢的综合力学性能；此外，钢中添加的微量合金元素与碳、氮结合形成的微量小尺寸夹杂物对试验钢的冲击韧性有一定提升。
图1和图2分别为实施例1制得的中碳贝氏体钢的光学金相照片和扫描电子显微镜下的组织形貌照片，从图中可以看出，本发明实施例1制得的中碳贝氏体钢的组织由贝氏体铁素体板条、薄膜状残余奥氏体和块状马奥岛组成。
图3为本发明实施例2制得的中碳贝氏体钢的透射电镜图，从图中可以清晰地观察到层状相间分布的贝氏体铁素体板条和薄膜状残余奥氏体。
图4为实施例3中夹杂物的扫描电镜形貌和对应的面分布能谱图。从图中可以看出，微米级的含Al/Zr的小尺寸夹杂可以在相变过程中增加形核位点，提高形核率，并有效抑制晶粒长大，从而改善贝氏体钢的强韧性。
因此，本发明提升了高强度中碳贝氏体钢的冲击韧性，同时具备良好的塑性，具有良好的应用前景，解决了当前国内外工业制造领域对高质量钢材在极端服役环境下的高性能要求。
上述实施例仅仅是本发明为解释本发明而列举的具体实例，并不以任何形式限制本发明，任何人根据上述内容和形式做出的不偏离本发明权利要求保护范围的非实质性的改变，均应认为落入本发明权利要求的保护范围。

Claims (1)

1.一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢，其特征在于所述中碳贝氏体钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.25~0.60%，Si：0.10~0.50%，Mn：0.80~1.60%，Al：0.50~3.00%，Cr：0.10~0.50%，Ni：1.20~2.00%，Mo：0.10~0.60%，Nb：0.01~0.05%，Zr：0.001~0.01%，其余为铁元素及不可避免的杂质；同时，上述化学成分还须满足以下三个关系式：（1）1.3≤Mn/C≤4.8，（2）1.8≤(Mn+Si)/C≤5.6，（3）0.9≤(Mo+Cr)/C≤2.2；所述贝氏体钢在Ac1+(MS-Mf)+(10~60) ℃下奥氏体化处理，随后以＞10 ℃/s的冷却速率快速冷却至Mf-(0~50) ℃，等温8~36h，最后出炉空冷至室温；其中，Ac1为奥氏体开始转变温度，MS为马氏体转变开始温度，Mf为马氏体转变结束温度；所述中碳贝氏体钢的抗拉强度为1000~1600 MPa；20℃下V型缺口冲击吸收功为75~150J；断后伸长率为15~24%。
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