CN116732433A - 一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法，属于钢铁材料领域。贝氏体钢成分：C 0.15~0.25%；Si 0.8~1.3%；Mn 1.0~1.5%；Cr 0.5~1.5%；Al 1.0~1.5%；Mo 0.5~0.8%；Ni 0.2~0.5%；Nb 0.020~0.030%，其余为铁及不可避免杂质。将坯料在完全奥氏体化温度以上80~120℃保温0.3~0.5h；后以>20℃/s的速度快冷至铁素体转变温度以下10~30℃，保温3~10min；再以>20℃/s的速度快冷至马氏体相变温度以上Ms~Ms+10℃保温0.5~1.5h；最后空冷至室温。本发明生产设备简单、成本低廉、生产周期短，产品的热稳定性能优良。

Description

一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法
技术领域
本发明涉及钢铁材料领域，更具体的是，涉及一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法。
背景技术
超细贝氏体钢，又称超级贝氏体钢、纳米贝氏体钢或低温贝氏体钢，因其低廉的生产成本，优异的强度和塑性组合而成为钢铁企业和科研工作者的研究热点。基于SandivikB P J等人提出的概念，Bhadeshia等人将高碳(0.78～0.98％)高硅(1.46～1.59％)合金钢在125～325℃长时间等温，获得极限抗拉强度2500MPa，硬度600～670HV，断裂韧性30～40MPa m1/2的超高强度的超细贝氏体钢。微观组织表征结果表明，20～40nm的高位错密度的贝氏体铁素体板条能够提供超高强度，板条间的薄膜状残余奥氏体能够延缓裂纹扩展，保证钢的塑性和韧性。然而，超高强度的高碳超细贝氏体钢的相变温度过低，等温时间短则3h，长则可达25天。更重要的是，超细贝氏体组织有着较高的界面能，受热时超细组织倾向于发生回复和再结晶。此外，薄膜状残余奥氏体因其较高的含碳量，受热时倾向于形成细小碳化物，削弱了对贝氏体铁素体板条粗化的抑制作用，导致超细贝氏体钢的力学性能大幅降低，以上三个原因限制了超细贝氏体钢的工业化生产和严苛环境下的应用。
现已公布的“一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺”(CN111206191B)采用中碳高Ti合金化设计，辅以V-N微合金化，获得超细贝氏体非调质钢，其抗拉强度≥1500MPa，屈服强度≥850MPa，断后延伸率≥14％，室温冲击功KU2≥70J，屈强比≥0.70。“一种超细贝氏体型桥梁缆索钢及其制备方法”(CN109628837B)采用形变热处理+等温淬火工艺获得由无碳化物贝氏体、残余奥氏体组成的超细贝氏体组织，其抗拉强度≥1800～2100MPa，延伸率为12～20％。公开号为CN112981215B的一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法在等温贝氏体相变前形成少量预相变马氏体，在细化超细贝氏体组织、提高力学性能的同时还能保证超细贝氏体钢的高温力学性能。但是现已公布的有关超细贝氏体钢的制备工艺相对复杂，热加工工艺窗口较窄。此外，对超细贝氏体钢热稳定性的研究较少，限制了高强度超细贝氏体钢的大规模工业化生产和应用。
发明内容
本发明为弥补已有技术和产品的不足，提供一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法。
为实现所述目的，本发明采用的技术方案是：
一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢，其特征在于所述中碳超细贝氏体钢的化学成分：C 0.15～0.25％；Si 0.8～1.3％；Mn 1.0～1.5％；Cr 0.5～1.5％；Al1.0～1.5％；Mo0.5～0.8％；Ni 0.2～0.5％；Nb 0.020～0.030％，其余为铁及不可避免的杂质。
如上所述热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法为：
将坯料在完全奥氏体化温度(Ac3)以上80～120℃保温0.3～0.5h；随后以>20℃/s的冷却速度快冷至铁素体转变温度(Ar3)以下10～30℃，保温3～10min形成少量预相变铁素体；然后以>20℃/s的冷却速度快冷至马氏体相变温度(Ms)以上Ms～Ms+10℃保温0.5～1.5h；最后空冷至室温。
进一步地，所述中碳超细贝氏体钢的显微组织是微米级贝氏体铁素体板条、块状预相变铁素体、薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体。
进一步地，所述中碳超细贝氏体钢等温相变完成后室温力学性能为，抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度930～1000MPa，断后延伸率15～30％，室温冲击功25～30J；所述中碳超细贝氏体钢在200～600℃回火1h后钢的抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度1000～1140MPa，断后延伸率10％～20％，室温冲击功5～15J。
本发明技术创造点为：
1、成分不同，与公开号为CN112981215B的专利文献相比，本发明降低了贝氏体钢的碳含量，将碳含量由0.25～0.30％降到了0.15～0.25％，同时降低了铝、钼、镍的含量，由原来的“Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％”降到了“Al1.0～1.5％；Mo 0.5～0.8％；Ni 0.2～0.5％”。结合后续的热处理工艺，从微观组织角度出发，不单“使得薄膜状残余奥氏体保持膜状结构，抑制贝氏体铁素体板条的粗化与回复”，还得到了“微米级贝氏体铁素体板条、块状预相变铁素体、薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体”组合的微观组织，从而使预相变铁素体的形成会向相邻的未转变奥氏体排碳，可以调控最终组织中薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体的体积分数及其含碳量，进一步改善了超细贝氏体钢的热稳定性。
2、热处理工艺不同：CN112981215B的专利文献是“将纳米贝氏体钢在完全奥氏体化温度(Ac3)以上50～100℃保温0.5～1.0h；然后以20～50℃/s的速率直接冷却到马氏体相变开始温度(Ms)以上5～15℃进行等温贝氏体转变，等温时间为1.0～2.0h，最后空冷至室温。”
本发明是“将坯料在完全奥氏体化温度(Ac3)以上80～120℃保温0.3～0.5h；随后以>20℃/s的冷却速度快冷至铁素体转变温度(Ar3)以下10～30℃，保温3～10min形成少量预相变铁素体；然后以>20℃/s的冷却速度快冷至马氏体相变温度(Ms)以上Ms～Ms+10℃保温0.5～1.5h；最后空冷至室温。简单的说就是CN112981215B的专利文献采用的是两步降温，本发明采用的是三步降温。
3、性能不同：CN112981215B的专利文献的性能是“所述含铌纳米贝氏体钢等温相变完成后的力学性能为，屈服强度Rel为900～1000MPa，抗拉强度Rm为1200～1400MPa，延伸率为25～33％，室温下冲击功为20～45J；所述纳米贝氏体钢在600℃回火1h后的力学性能为，屈服强度Rel为850～950MPa，抗拉强度为1100～1300MPa，延伸率为25～31％，室温下冲击功为15～30J。”
本发明性能是“所述中碳超细贝氏体钢等温相变完成后室温力学性能为，抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度930～1000MPa，断后延伸率15～30％，室温冲击功25～30J；所述中碳超细贝氏体钢在200～600℃回火1h后钢的抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度1000～1140MPa，断后延伸率10％～20％，室温冲击功5～15J。”从抗拉强度角度看，本发明贝氏体钢无论是室温抗拉强度还是回火后的抗拉强度都远高于CN112981215B的专利文献的贝氏体钢。
由于采用上述主要合金成分和技术方案，本发明与现有技术和产品相比具有如下积极效果：
(1)本发明涉及的热稳定性良好的中碳超细贝氏体钢的制备方法，在等温贝氏体相变前形成适量的块状预相变铁素体，一方面引入α/γ界面，增加了超细贝氏体形核位置，从而细化贝氏体铁素体板条平均厚度，提高超细贝氏体钢的强度；另一方面，预相变铁素体的形成会向相邻的未转变奥氏体排碳，可以调控最终组织中薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体的体积分数及其含碳量，改善超细贝氏体钢的热稳定性。
(2)采用本发明所涉及的热稳定性良好的中碳超细贝氏体钢的制备方法，所得钢的室温力学性能为，抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度930～1000MPa，断后延伸率15～30％，室温冲击功25～30J；200～600℃回火1h后超细贝氏体钢的抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度1000～1140MPa，断后延伸率10％～20％，室温冲击功5～15J。
(3)本发明涉及的热稳定性良好的中碳超细贝氏体钢的制备方法采用设备均为行业常用设备，工艺参数范围宽，生产过程简单，能耗低，所述的中碳超细贝氏体钢在轴承钢、轨道交通等耐磨领域具有较大的发展潜力和广阔的应用前景。
附图说明
图1是预相变铁素体温度为790℃时中碳超细贝氏体钢显微组织。
图2是300℃回火1h后中碳超细贝氏体钢显微组织。
图3是预相变铁素体温度为800℃时中碳超细贝氏体钢显微组织。
图4是400℃回火1h后中碳超细贝氏体钢显微组织。
图5是预相变铁素体温度为810℃时中碳超细贝氏体钢显微组织。
图6是500℃回火1h后中碳超细贝氏体钢显微组织。
具体实施方式
以下将结合附图对本发明的具体技术方案进行详细说明。
实施案例1
本发明实施案例提供了一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法，钢的主要合金成分C 0.15～0.25％；Si 0.8～1.3％；Mn 1.0～1.5％；Cr 0.5～1.5％；Al1.0～1.5％；Mo 0.5～0.8％；Ni 0.2～0.5％；Nb 0.020～0.030％。
具体工艺包括：
(1)将50kg的铸坯重新加热到1200℃均质化处理48h后，热锻成100mm×90mm×20mm的锻坯，冷却至室温；
(2)将锻坯加热到1000℃保温1.0h，然后采用层流冷却至790℃，保温10min后放入盐浴炉中完成超细贝氏体相变，盐浴炉温度设定为335℃，保温0.6h，取出后空冷至室温；
(3)板坯完成冷却至室温后，以10℃/min的升温速率重新加热至300℃，并保温1h，取出后空冷至室温。
图1为预相变铁素体温度为790℃时中碳超细贝氏体钢显微组织，基本力学性能为：屈服强度Rel为936MPa，抗拉强度Rm为1488MPa，延伸率为20％.室温冲击功为33J。图2为300℃中温回火1h后中碳超细贝氏体钢显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1066MPa，抗拉强度Rm为1499MPa，延伸率为20％，室温冲击功为31.8J。
与现有的通过一步等温相变制备中碳超细贝氏体钢技术相比，在等温相变前形成少量块状预相变铁素体：一方面通过引入α/γ界面，增加贝氏体形核点，细化贝氏体铁素体板条厚度。相变完成后预相变铁素体晶粒附近的贝氏体铁素体板条的平均厚度为105.3nm，而相同成分一步等温相变所得超细贝氏体钢中贝氏体铁素体板条的平均厚度为115.5nm。板条的细化对超细贝氏体钢起到晶粒细化的作用；另一方面，通过在原始奥氏体晶界处形成预相变铁素体晶粒，在细化奥氏体的同时，也在向奥氏体基体排碳，从而加速了贝氏体相变，提高了贝氏体相变完成度。与一步等温相变相比，预相变铁素体的引入提高了显微组织中残余奥氏体的体积分数，更重要的是降低了高碳薄膜状残余奥氏体的含碳量，进而降低回火时残余奥氏体分解成碳化物的驱动力，抑制贝氏体铁素体板条的粗化。
实施案例2
本发明实施案例提供了一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法，钢的主要合金成分C 0.15～0.25％；Si 0.8～1.3％；Mn 1.0～1.5％；Cr 0.5～1.5％；Al1.0～1.5％；Mo 0.5～0.8％；Ni 0.2～0.5％；Nb 0.020～0.030％。
具体工艺包括：
(1)将50kg的铸坯重新加热到1200℃均质化处理48h后，热锻成100mm×90mm×20mm的锻坯，冷却至室温；
(2)将锻坯加热到1000℃保温1.0h，然后采用层流冷却至800℃，保温7min后放入盐浴炉中完成超细贝氏体相变，盐浴炉温度设定为338℃，保温0.5h，取出后空冷至室温；
(3)板坯完成冷却至室温后，以10℃/min的升温速率重新加热至400℃，并保温1h，取出后空冷至室温。
图3为预相变铁素体温度为800℃时中碳超细贝氏体钢显微组织，基本力学性能为：屈服强度Rel为950MPa，抗拉强度Rm为1477MPa，延伸率为19.7％，室温冲击功为32J。图4为400℃中温回火1h后中碳超细贝氏体钢显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1075MPa，抗拉强度Rm为1500MPa，延伸率为21％，室温冲击功为35J。
实施案例3
本发明实施案例提供了一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法，钢的主要合金成分C 0.15～0.25％；Si 0.8～1.3％；Mn 1.0～1.5％；Cr 0.5～1.5％；Al1.0～1.5％；Mo 0.5～0.8％；Ni 0.2～0.5％；Nb 0.020～0.030％。
具体工艺包括：
(1)将50kg的铸坯重新加热到1200℃均质化处理48h后，热锻成100mm×90mm×20mm的锻坯，冷却至室温；
(2)将锻坯加热到1000℃保温1.0h，然后采用层流冷却至810℃，保温3min后放入盐浴炉中完成超细贝氏体相变，盐浴炉温度设定为338℃，保温0.5h，取出后空冷至室温；
(3)板坯完成冷却至室温后，以10℃/min的升温速率重新加热至500℃，并保温1h，取出后空冷至室温。
图5为预相变铁素体温度为810℃时中碳超细贝氏体钢显微组织，基本力学性能为：屈服强度Rel为1012MPa，抗拉强度Rm为1447MPa，延伸率为18.7％，室温冲击功为35J。图6为500℃中温回火1h后中碳超细贝氏体钢显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1141MPa，抗拉强度Rm为1436MPa，延伸率为17.5％，室温冲击功为25.7J。

Claims (4)

1.一种热稳定性良好中碳超细贝氏体钢，其特征在于，所述中碳超细贝氏体钢的化学成分：C 0.15～0.25％；Si 0.8～1.3％；Mn 1.0～1.5％；Cr 0.5～1.5％；Al1.0～1.5％；Mo0.5～0.8％；Ni 0.2～0.5％；Nb 0.020～0.030％，其余为铁及不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于，
制备步骤为：将坯料在完全奥氏体化温度(Ac3)以上80～120℃保温0.3～0.5h；随后以>20℃/s的冷却速度快冷至铁素体转变温度(Ar3)以下10～30℃，保温3～10min形成少量预相变铁素体；然后以>20℃/s的冷却速度快冷至马氏体相变温度(Ms)以上Ms～Ms+10℃保温0.5～1.5h；最后空冷至室温。
3.如权利要求2所述热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述中碳超细贝氏体钢的显微组织是微米级贝氏体铁素体板条、块状预相变铁素体、薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体。
4.如权利要求2所述热稳定性良好中碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于，
所述中碳超细贝氏体钢等温相变完成后的力学性能为，抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度930～1000MPa，断后延伸率15～30％，室温冲击功25～30J；所述中碳超细贝氏体钢在200～600℃回火1h后钢的抗拉强度1400～1500MPa，屈服强度大于1000～1140MPa，断后延伸率10％～20％，室温冲击功5～15J。
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