CN1245220A - 生产具有高杨氏模量和高韧性的铁基工件的方法 - Google Patents

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Abstract

使以重量计含0.6%≤C≤1.0%、Si< 2.2%、0.9%≤Mn≤1.7%、0.5≤Ni≤1.5%及余量的Fe和不可避免杂质的Fe基材料于第一步骤经受加热温度T1的热处理,T1的设定范围是TS≤T1≤TL,其中TS是该Fe基材料的固相线温度、TL是其液相线温度,然后在设为淬火水平的冷却条件下冷却该材料。在第二步骤,使所得的Fe基材料经受加热温度T2的热处理T2的设定范围为Te1< T2< Te2,这样就可生产具有高杨氏模量及高韧性的Fe基工件。

Description

生产具有高杨氏模量 和高韧性的铁基工件的方法
本发明涉及生产具有高杨氏模量的铁基工件及具有高杨氏模量和高韧性的铁基工件的方法。
有一种公知的，用于提高铁基工件杨氏模量的方法，该法是将具有高杨氏模量的分散材料，如加强纤维、加强颗粒等与该铁基工件基体结合。
但，该公知方法有一些问题：该分散材料在基体中聚集，而且在表面性能很差时，该铁基工件的韧性则大受损害。
因此，本发明的目的在于提供生产上述类型工件的方法，其中通过使具有特定成分的铁基材料经受特定的热处理，可产生特定的金相组织，从而大量生产具有高杨氏模量，具有高韧性，或具有适于实际应用的韧性的铁基工件。
为达到上述目的，按照本发明，提供一种生产具有高杨氏模量的铁基工件的方法，它包括两个步骤，第一步骤是使含有
0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及
余量Fe和不可避免的杂质的铁基材料经受加热温度T1的热处理，Ti的设定范围为：TS＜T1＜TL，其中TS为该铁基材料的固相线温度，TL为其液相线温度，该材料在设定为淬火水平的冷却条件下冷却；第二步骤是使该铁基材料在T2的加热温度下进行热处理，T2的设定范围为：Te1＜T2＜Te2，其中Te1为共晶转变开始温度，Te2为共晶转变终止温度，而加热时间t的设定范围为60-180分钟。
若使具有上述成分的铁基材料在第一步骤经受热处理，则凝固后的组织转变为初次热处理组织。这种初次热处理组织由含马氏体的基体、大量块状残余γ相、大量金属间化合物相等组成。若改变第一阶段中的条件，则不能产生这种初次热处理组织。淬火时，冷却速度CR被设定为高于通常的油冷速度或强致空气冷却速度，因此CR≥250℃/分。就这种淬火而言，比如可采用油冷，水冷等。
若使具有该初次热处理组织的铁基材料随后经受第二步骤的热处理，该初次热处理组织则转变成二次热处理组织。该二次热处理组织由，比如含α相的基体、大量的碳化物细颗粒，大量的块状的析出的γ相等组成。细而短的纤维状碳化物相，在某些情况下，会包含在此二次热处理组织中。
在二次热处理组织中，这种细的碳化物颗粒有助于提高Fe基工件的杨氏模量，而折出的γ相有助于提高其韧性。
若在第二步骤中加热温度T2＜Te1或加热时间t＜60分，则不能获得细小碳化物及将其充分分散。另一方面，若在第二步骤中，加热温度T2＞Te2或加热时间t＞180分，则提前出现过份石墨化因而产生碳化物聚集。
在该Fe基材料成分中的C产生细的碳化物颗粒，它们有助于提高杨氏模量。为增加所产生的细碳化物颗粒的数量，则需加大量的C，因此C含量的下限设为0.6％(重量)。另一方面，若C含量＞1.9％(重量)，则不仅C含量而且石墨含量均增加，进而析出共晶的石墨相。因此该Fe基工件变脆。
Si起着促进脱氧和石墨化的作用，而且以固溶态存在于α相中，从而增强了α相。此外，Si有增加共晶转变开始温度Te1和共晶转变终止温度Te2间的差ΔT的作用，即有加大第二步骤中的加热温度T2的范围作用。因此，提高Si含量是合乎要求的，但若提高Si含量，则石墨含量由于C含量较大而提高。因此将Si含量定为Si＜2.2％(重量)，更好是Si≤1.0％(重量)。
Mn有促进脱氧、产生碳化物及提高上述温度差ΔT的作用。作为另一种合金元素的Ni有抑制碳化物生成的作用。因此，为克服Ni的这种作用，从而促进碳化物生成，将Mn含量的下限值定为0.9％(重量)。另一方面，若Mn＞1.7％(重量)，则该铁基工件变脆。
Ni是生产γ相的元素，并具有使少量析出的γ相在室温下存在，从而将杂质限制在该析出的γ相之中，借以提高该Fe基工件韧性的作用。为产生这种作用，则希望将Ni含量定为约1％(重量)。此外，Ni具有明显的提高温度差ΔT的作用。但，当将Ni含量定为Ni＜0.5％(重量)时，则得不到上述效果。另一方面，即使将Ni含量定为Ni＞1.5％(重量)，温差ΔT的增加也不再改变。
此外，根据本发明，提供一种生产Fe基工件的方法，其中与液相线温度TL相关的加热温度T1被定为T1＞TL并在第一步骤进行类似于上述的淬火，再进行类似于上述的第二步骤；以及提供一种生产Fe基工件的方法，其中与Acm温度和固相线温度相关的第一步骤中的加热温度T1被定为TA≤T1≤TS，然后进行类似于上述的第二步骤。
正是由于使用这些方法，可产生与上述的二次热处理组织相似的热处理组织。
此外，根据本发明，提供一种生产具有高杨氏模量和高韧性的Fe基工件的方法，它包括两个步骤，第一步骤是使含：
0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)
Ni(％重量)/Mn(％重量)≤1.12及
余量的Fe和不可避免的杂质的Fe基材料经受热处理，其加热温度T1定为T1≥TA，其中TA为该Fe基材料的Acm温度，该材料在设定为淬火水平的冷却条件下冷却；第二步骤是使所得的该Fe基材料在设定范围为TS1≤T2≤TS2的加热温度T2下经受热处理，其中，TS1为当该Fe基材料基体中的碳固溶量为0.16％(重量)时的温度，而TS2为当该碳固溶量为0.40％(重量)时的温度。
若使具有上述成分的Fe基材料经受第一步骤的热处理，则凝固组织转变为初次热处理组织。该初次热处理组织由含如马氏体的基体、大量的块状残余γ相等组成。若改变第一步骤的条件，则不能得到上述的初次热处理组织。淬火时，将冷却速度设定为高于通常的油冷或空气强制冷却的水平，因此设为CR≥250℃/分。就此淬火而言，比如可采用油冷、水冷等。
若在第二步骤使具有此初次热处理组织的Fe基材料经受热处理，则该初次热处理组织转变成二次热处理组织。在第二步骤时，以固溶态溶于基体中的碳的量SC被抑制在0.16％(重量)≤SC≤0.40％(重量)的范围内，依据这点，促进了细粒碳化物析出。因此，该二次热处理组织由比如含α相的基体、大量的细碳化物颗粒，大量石墨晶粒，大量块状的析出的γ相等组成。第二步骤中的加热时间t以30分≤t≤180分为宜。在某些情况下，在该二次热处理组织中可包含细的短纤维状的碳化物相。
在二次热处理组织中，细的碳化物颗粒有助于提高Fe基工件的杨氏模量，而析出的γ相有助于提高Fe基工件的韧性。
若第二步骤时的加热温度T2低于TS1则基体中的碳固溶体CS的量较小，而且细的碳化物颗粒的量也较小。另一方面，若加热温度T2高于TS2则碳的固溶量增加，但所析出的细碳化颗粒量减少。加热时间t小于30分相当于T2＜TS1的情况，而t＞180分则相当于T2＞TS2的情况。
在该Fe基工件的成分中，C产生有助于提高杨氏模量的细碳化物的颗粒。为提高所产生的细碳化物的量，则需大量加C，因此，C含量的下限被定为0.6％(重量)。另一方面，若C＞1.9％(重量)，不仅碳化物含量，而且石墨含量都增加，进而，析出共晶碳化物和共晶石墨。因此，Fe基工件变脆。为提高Fe基工件的杨氏模量和韧性，C含量最好小于1.0％(重量)。
Si起着脱氧和促进石墨化的作用，并以固溶态溶于α相中，从而增强了α相。若Si含量提高，则由于C含量较大的缘故，石墨含量也增加。因此，Si含量被定为Si＜2.2％(重量)，更好是定为Si≤1.0％(重量)。
Mn有脱氧和促进产生细碳化物颗粒及扩大α、γ及石墨相共存区的作用。但，Mn含量小于0.9％(重量)，则产生的碳化物的量减少。另一方面，若Mn＞1.7％(重量)，则Fe基工件变脆。
Ni是产生γ相的元素，而且具有可使少量析出的γ相在室温下存在，从而将杂质限制在该析出的γ相中，借以提高Fe基工件韧性的作用。为提供这种效果，将Ni含量定为约1％(重量)是合乎要求的。此外，Ni具有提高温度TS1和TS2间的温度差ΔT的明显效果。但，若Ni含量小于0.5％(重量)，则得不到这两种效果。另一方面，即使将Ni含量定为Ni＞1.5％(重量)，则温度差ΔT的增加也不再改变。
在此情况下，若Ni与Mn的含量比为Ni(％重量)/Mn(％重量)＞1.12％，则Fe基工件中的石墨含量增加，结果导致杨氏模量下降。
若需要，除上述合金元素外，还可往该Fe基材料中加Al和N。Al和Mn一样，具有脱氧和扩大α、γ和石墨相共存区的作用，而且是一种产生α相和石墨的元素。Al含量通常的上限值为1.2％(重量)。加入少量的N有扩大α、γ和石墨相共存区的作用。但，若N不是以固溶态完全溶于基体中，它使空穴得以产生，结果导致该工件机械性能下降，而且变成石墨的核，从而使石墨含量增加。因此，N含量的上限值被定为0.45％(重量)。
本发明另一目的在于提供一种生产上类型Fe基工件的方法，其中可通过使具有特定成分的Fe基材料经受特定的热处理，从而大量产生具有高杨氏模量和高韧性的Fe基工件；该工件具有优良的冷加工性能，此外还具有不受损害的机械性能。
为达到上述目的，根据本发明，提供一种生产具有高杨氏模量和高韧性的Fe基工件的方法，它包括两个步骤，第一步骤是制备含
0.6％(重量)≤C≤1.0％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)，且
Ni(％重量)/Mn(％重量)≤1.12
0.3％(重量)≤AE≤1.5％(重量)及
余量的Fe和不可避免杂质的Fe基材料，其中AE是至少一种选自Ti、V、Nb、W和Mo的元素；然后使该Fe基材料在设定为T1≥TA3的加热温度T1下经受热处理，其中TA3是该Fe基材料的A3温度，该材料在设定为淬火水平的条件下冷却；第二步骤是使所得的Fe基材料经受加热温度T2的热处理，T2的设定范围为TS1≤T2≤TS2，其中TS1是当Fe基材料基体中的固溶态的C量为0.16％(重量)时的温度，而TS2是固溶态的C量为0.40％(重量)时的温度。
若具有上述成分的Fe基材料在第一步骤经受热处理，则凝固后的组织转变为初次热处理组织。该初次热处理组织由含，比如马氏体的基体，大量的块状残余γ相等组成。若改变第一步骤的此条件，则不能生成上述的初次热处理组织。在淬火时，冷却速度CR被设定得高于常用的油冷或强制风冷的水平，因此定为CR≥250℃/分。就此淬火而言，比如可采用油冷、水冷等。
然后若使具有该初次热处理组织的Fe基材料经受第二步骤的热处理，则该初次热处理组织转变为二次热处理组织。在第二步骤，以固溶态溶于基体中C的SC量被抑制在0.16％(重量)≤SC≤0.40％的范围内，而且有据于此，促进了细粒状碳化物的析出，借以与合金元素AE的作用协同将基体转变为亚共晶组织。因此，第二热处理组织由大量细碳化物颗粒、大量石墨晶粒、大量块状的析出的γ相等组成，它们是分散在亚共晶组织的基体中的。第二步骤的加热时间t的适宜范围为30分≤t≤180分。在某些情况下，该第二热处理组织中可包含细短纤维状的碳化物相。
在二次热处理组织中，细的碳化物颗粒有助于提高Fe基工件的杨氏模量，而析出的γ相有助于提高其韧性。若在基体为过共晶组织时进行焊接，则产生网状碳化物相，结果使机械性能变差。但，如上所述，将基体变成亚共晶组织则可避免这类缺点。
在第二步骤若加热温度T2低于TS1，则析出的细碳化物颗粒的量较少。另一方面，若加热温度T2高于TS2，则固溶态的C的CS量增加，但析出的细碳化物颗粒的量下降。加热时间t少于30分则与T2＜TS1的情况相当，而T＞180分则与T2＞TS2的情况相当。
该Fe基材料中的C产生有助于提高杨氏模的细碳化物颗粒。为提高细碳化物的数量，则需大量加C，因此将C的含量下限定为0.6％(重量)。另一方面，若C＞1.0％(重量)，则碳化物含量过大，因而使Fe基工件变脆。
Si起着脱氧及促进石墨化的作用，而且它以固溶态溶于α相中，从而增强了α相。若提高Si含量，则石墨含量提高。因此将Si含量定为Si＜2.2％(重量)，更好是Si≤1.0％(重量)。
Mn具有脱氧，促使碳化物产生及扩大α、γ和石墨相共存区的作用。但，若Mn含量＜0.9％(重量)，则所产生的碳化物的数量减少。另一方面，若Mn＞1.7％(重量)，则使Fe基工件变脆。
Ni是生成γ相的元素，而且具有使少量γ相在室温下的存在，从而将杂质限制在析出的γ相中，借以提高Fe基工件韧性的作用。为提供这种作用，则希望将Ni含量定为约1％(重量)。此外，Ni有明显的提高温度TS1和TS2间的温度差ΔT的作用。此外，Ni有提高Fe基工件的室温延伸率的作用、提高弯曲特性以改善冷加工性能的作用。但若将Ni含量定为小于0.5％(重量)，则无上述效果。另一方面，即使将Ni含量定为Ni＞1.5％(重量)，温度差ΔT的提高也不再改变。
在此情况下，若Ni含量与Mn含量之比为Ni(％重量)/Mn(％重量)＞1.12，则Fe基工件中的石墨量增加，结果使杨氏模量下降。
作为合金元素AE的Ti、V、Nb、W和Mo具有在早期产生碳化物，及降低基体中的C浓度，从而将基体转变为亚共晶组织的作用，这是因为它们比Fe和Mn更活跃。因此，防止Fe基工件的机械性能因焊接而下降及提高其冷加工性能是可能的。尤其是，Ti也有脱氧作用、碳化钛有特殊的刚性的优点。此外，若联合加入两种或多种合金元素AE，则有使碳化物细化的作用。在此情况下，Ti和Nb在早于γ相凝固之前就产生了碳化物，因而这些碳化物起着γ相的晶核的作用。因此，不会产生Ti和Nb的碳化物存在于晶界上，从而阻碍Fe基工件韧性提高的缺点。另一方面，V、W和Mo的碳化物以固溶态溶于γ相中，然后以颗粒状析出，从而可将Fe基工件韧性的下降抑制至最小程度。
但，若合金元素AE的含量＜0.3％(重量)，基体转变成过共晶组织，因此这种含量不可取。另一方面，若AE＞1.5％(重量)，则存在于γ相间的晶界处的碳化物量＞2％(按体积分额Vf计)，因此Fe基工件的韧性受损。Ti含量的上限为1.2％(重量)，而V含量的上限值为1.27％(重量)。
除上述合金元素外，若需要，可向该Fe基材料中加Al和N。与Mn一样，Al也具有促进脱氧及扩大α、γ及石墨相共存区的作用。此外，Al还是产生α相和石墨的元素。Al含量通常的上限值为1.2％(重量)。少量添加的N有扩大α、γ和石墨相共存区的作用。但，N若不完全以固溶态溶解，它产生空穴，从而降低该工件的机械性能，并且它变成核，从而使石墨含量增加。因此，N含量的上限被定为0.45％(重量)。
从下面结合附图的对较佳实施方案的描述将使本发明的上述的和其它的目的、特性和优点变得明瞭。
图1是Fe基材料的局部的相图；
图2是生产铁基工件A1的加热周期图；
图3是生产Fe基工件A4的加热周期图；
图4是展示Fe基材料a1的初次热处理组织的照片；
图5是图4的示意性描制图；
图6是展示Fe基材料A1的二次热处理组织的照片；
图7是图6的示意性描制图；
图8是生产Fe基工件A11的加热周期图；
图9是生产Fe基工件A12的加热周期图；
图10是生产Fe基工件A2的加热周期图；
图11是生产Fe基工件A3的加热周期图；
图12是生产Fe基工件A13的加热周期图；
图13是生产Fe基工件A21的加热周期图；
图14是展示Fe基材料a1的初次热处理组织的照片；
图15是图14的示意性描制图；
图16是展示Fe基工件A13的二次热处理组织的照片；
图17是图16的示意性描制图；
图18是展示温度和以固溶态溶于该Fe基材料基体中的碳的量(CS)，及杨氏模量和该Fe基工件中的碳化物面积率间关系的曲线；
图19是展示Ni(％重量)/Mn(％重量)比和杨氏模量，以及该Fe基工件中的石墨面积率间关系的曲线；
图20是展示该Fe基工件中每1μm2中细碳化物颗粒的平均数与杨氏模量间关系的曲线；
图21是生产Fe基工件A5的加热周期图；
图22是生产Fe基工件A6的加热周期图；
图23是展示Fe基工件A5和A6焊接前后的抗拉强度和杨氏模量的曲线；
图24是展示Fe基工件A5和A6在500℃时效前后的抗拉强度和杨氏模量的曲线；
图25是展示Fe基工件A5和A6在700℃时效前后的抗拉强度和杨氏模量的曲线。
实施例1
表1示出的Fe基材料a1-a4的成分。Fe基材料a1-a4是用模铸法生产的。
                                 表1
                            化学成分(％重量)
    C    Si    Mn      P     S     Ni    Fe
铁基材料a1    0.8   0.49   1.04   0.007   0.005   1.09   余量
铁基材料a2    1.2   0.21   1.07   0.007   0.005   1.21   余量
铁基材料a3   1.61   0.28   1.08   0.006   0.006   1.21   余量
铁基材料a4   2.05   2.05   0.65   ＜0.04   ＜0.04    -   余量
[I]加热温度T1被定于TS＜T1＜TL范围内的实施例
图1表示了该铁基材料a1的部分相图。在此情况下，在0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)的范围内，固相线温度TS和液相线温度TL分别共存于固相线SL和液相线LL上。共晶转变开始温度Te1为630℃，而共晶转变终止温度Te2为721℃。就铁基材料a4而言，其固相线温度TS为159℃；其液相线温度TL为1319℃、共晶转变开始温度Te1为747℃；而共晶转变终止温度Te2为782℃。
Fe基材料a1和a4在表2和图2、3所示的条件下经第一和第二步骤，从而产生与Fe基材料a1相对应的Fe基工件A1及与Fe基材料a4相对应的Fe基工件A4。
                          表2
          第一步骤                第二步骤
   加热温度(℃)   冷却速度(℃/分)   加热温度(℃) 加热时间(分)  冷却类型(℃)
铁基工件A1   T1：1400TS：1346TL：1459   CR：1300   T2：700Te1：630Te2：721   t：60    空冷
铁基工件A4   T1：1220TS：1159TL：1319   CR：1300   T2：800Te1：747Te2：782   t：60    空冷
图4是展示得自第一步骤的处理的Fe基材料a1的初次热处理组织的照片，而图5是图4的示意性描制图。该初次热处理组织由含马氏体的基体、大量的块状残余γ相、大量的金属间化合物相(MuS等)等组成。
图6是展示Fe基工件A1的二次热处理组织的照片，而图7是图6的示意性描制图。该二次热处理组织由含α相的基体，大量的细碳化物颗粒(主要Fe3C)和大量的块状析出的γ相等组成。
在此二次热处理组织中，作为细小碳化物的细碳化物颗粒有助于提高Fe基工件A1的杨氏模量。在此情况下，每1μm2中细碳化物颗粒的平均数等于或大于1.05是合乎要求的。细小碳化物颗粒这一数量以某种程序确定，该程序包括用金属显微镜等进行金相组织的图分析，以确定多点处的每1μm2细碳化物颗粒的数目，然后计算在各点处确定的该数目的平均值。当二次热处理组织中包含细纤维状的碳化物相时，该相有助于提高Fe基工件A1的杨氏模量。
析出的γ相将杂质限制于其中，从而有助于提高Fe基工件的韧性。为此，析出的γ相的含量d等于或大于0.8％(重量)(d≥0.8％(重量))是合乎需要的。用热力学基本数据，如Thermo-Calc等，通过从相图进行计算确定析出的γ相的含量d。
对于Fe基工件A1和A4而言，每1μm2中细碳化物的平均数及析出的γ相的含量d由上述方法确定，然后进行拉伸实验以确定抗拉强度和杨氏模量。此外，进行Charpy冲击实验以确定Charpy冲击实验值，从而产生表3中所示的结果。表3中的Fe基工件将在下文中陈述。
 每1μm2中细碳化物颗粒的平均数 析出的γ相的含量d(重量％)  抗拉强度(MPa)  杨氏模量(GPa)  Charpy冲击值(焦耳/cm2)
铁基工件A1      1.05     1.76     867     235      28.9
铁基工件A4       0      -     739     193      6.2
铁基工件A11      1.05     1.76     877     241      15
如从表3可知，符合本发明实施例的Fe工件A1与符合对比例的Fe基工件A4相比，杨氏模量为后者的约1.2倍，Charpy冲击值为后者的约4.7倍，强度为后者的1.2倍，因而工件A1具有较高的杨氏模量、较高的韧性和强度。
[II]加热温度T1设定为T1＞TL的实施例。
采用表1中所示的Fe基材料a1并如图8所示，以等于1500℃的加热温度T1(T1＞TL＝1459℃)熔化，然后淬火(CR：1300℃/分)，此后在第二步骤经受类似于Fe基工件A1的处理，从而产生Fe基工件A11。由显微镜检测的结果，确定Fe基工件A11具有类似于Fe基工件A1的二次热处理组织。
以同样的方式检测每1μm2中细碳化物颗粒的平均数目等，结果示于表3。从表3可知，除韧性低于Fe基工件A1外，Fe基工件A11的另它特性与工件A1的相似。
[III]加热温度T1设定在TA(Acm温度)＜T1＜TS范围内的实施例。
采用表1中所示的Fe基材料a1、a2和a3，并在表4和图9-11中所示的条件下使之在第一和第二步骤中经受热处理，从而产生分别与Fe基材料a1、a2和a3相对应的Fe基工件A1、A2和A3。
                             表4
             第一步骤                 第二步骤
    加热温度(℃)   冷却速度(℃/分)    加热温度(℃)  加热时间(℃)   冷却类型(℃)
铁基工件A12   T1：900TA：795TS：1346   CA：1300   T2：700Te1：630Te2：721  t：60 空冷
铁基工件A2   T1：1000TA：900TS：1300   CA：1300   T2：700Te1：630Te2：721  t：120 空冷
铁基工件A3   T1：  1100TA：  1025TS：  1215   CA：1300   T2：700Te1：630Te2：721  t：120 空冷
由显微检测的结果确定，每件Fe基工件A12、A2和A3均有类似于Fe基工件A1的二次热处理组织。
以相同的方式检测Fe基工件A12、A2和A3中每1μm2中的细碳化物颗粒的平均数，结果示于表5。
                            表5
 每1μm2中细碳化物颗粒的平均数 析出的γ相的含量d(％重量)  抗拉强度(MPa)  杨氏模量(GPa)   Charpy冲击值(焦耳/cm2)
铁基工件A12      1.05    1.76     873     244      31.1
铁基工件A2      0.23    1.75     665     231      3.8
铁基工件A3      1.04    1.73     941     259      3
从表5可知：Fe基工件A12的特性与铁基工件A1的相似。Fe基工件A2和A3中的每一件都具有较高的杨氏模量，但韧性较低。若该Fe基工件具有这种程度的韧性，可以相信，根据使用条件，在实际应用中无任何障碍。
如实施例[I]，在设定范围为TS＜T1＜TL内，对Fe基材料进行加热温度T1的热处理以及随后淬火的第一步骤相当于触熔压铸法，该法包括在压力下将具有共存的固、液相的半熔的Fe基材料倒入具有良好导热性的模中。因此，在进行了触熔压铸步骤后进行第二步骤的生产工艺则包括在本发明中。
象实施例[II]那样，以T1＞TL的加热温度T1对Fe基材料进行热处理和淬火的第一步骤相当于铸造法，该法包括将熔融金属倒入有良好导热性的模中。因此，进行了上述铸造步骤后再进行第二步骤的生产工艺也包括在本发明中。[实施例II]
在该实施例中采用Fe基材料a1和a2。
Acm温度TA及固相线温度TS(在此实施方案中的加热温度T1的上限值)以及当固溶态的C量CS＝0.16％(重量)时的温度TS1，和当CS＝0.40％(重量)时的温度TS2列于表6中。
                              表6
            第一步骤               第二步骤
    加热温度(℃)   冷却速度(℃/分)   加热温度(℃)  加热时间(分)   冷却类型
铁基工件A13   T1：900 TA：795TS：1346   CA：1300   T2：700TS1：692TS2：708   t：60 空冷
铁基工件A21   T1：1000TA：900TS：1300   CA：1300   T2：700TS1：697TS2：711   t：120 空冷
采用Fe基材料a1和a2，并使之在表6和图12和13所示条件下经受第一和第二步骤的处理，结果产生对应于Fe基材料a1的铁基工件A13和对应于Fe基材料a2的Fe基工件A21。使Fe基材料a1在温度为1100℃和拉伸率为90％的条件下经受热拉伸处理，然后在与对Fe基工件A13施加的相同条件下使之经受第一步骤和第二步骤处理，从而产生Fe基工件A14。
图14是展示得自第一步骤的Fe基材料a1的初次热处理组织的照片，而图15是图14的示意性描制图。该初次热处理组织由含马氏体的基体、大量的块状残余γ相等组成。
图16是展示Fe基工件A13的二次热处理组织的照片，而图17是图16的示意性描制图。该二次热处理组织由含α相的基体、大量的细碳化物颗粒(主要是Fe3C)，大量的石墨晶粒、大量的块状的析出γ相等组成。
在该二次热处理组织中，作为细小碳化物的细碳化物颗粒有助于提高Fe基工件A13的杨氏模量。在此情况下，每1μm2中的细碳化物颗粒的平均数等于或大于1.05是合乎要求的。确定这种细碳化物颗粒数目的方法与实施例I中的相同。在二次热处理组织中包含细小的纤维状碳化物相时，它们也有助于提高Fe基工件A13的杨氏模量。
析出的γ相将杂质限制于其中，因而有助于提高Fe基工件A13的韧性。因此，析出的γ相的含量d等于或大于0.25％(重量)(d≥0.25％(重量))是合乎要求的。用于确定析出的γ相的含量d的方法与实施例I中所用方法相同。
用上述方法确定Fe基工件A13、A14和A21的每1μm2中的细碳化物颗粒的平均数和析出的γ相的含量d，然后进行拉伸实验以确定抗拉强度和杨氏模量。此外进行Charpy冲击实验以确定Charpy冲击值，结果示于表7。
                          表7
 每1μm2中细碳化物颗粒的平均数  析出的γ相的含量d(％重量)  抗拉强度(MPa)   杨氏模量(GPa)   Charpy冲击值(焦耳/cm2)
铁基工件A13      1.05     1.76    873     244       31.1
铁基工件A21      0.23     1.75    665     231       3.8
铁基工件A14      1.05     1.76    860     245       60.2
从表7可知，与符合对比例的Fe基工件A21相比，符合本发明该实施例的Fe基工件A13的杨氏模量增加约0.1倍、Charpy冲击值增加7.2倍和强度增加约0.3倍。因此，Fe基工件A13有较高的杨氏模量和较高的强度。用得自拉伸处理的Fe基材料a1生产的符合本发明该实施例的Fe基工件A14的Charpy冲击值为Fe基工件A13的约2倍。
图18展示了温度和以固溶态溶于Fe基材料a1的基体中的C量以及杨氏模量和Fe基工件中碳化物面积率间的关系。如从图18所知，若第二步骤时的加热温度T2被设定在以固溶态溶于基体中的碳(CS)量为0.16％(重量)时的温度TS1和当CS量为0.40％(重量)时的温度TS2之间时，则在Fe基工件A13中析出大量碳化物，借此使工件A13的杨氏模量大量提高。
图19展示了Fe基工件中Ni和Mn含量比Ni(％重量)/Mn(％重量)和杨氏模量以及石墨面积率间的关系。从图19可知，Ni(％重量)/Mn(％重量)等于或小于1.12时，石墨面积率下降而杨氏模量较高，但当该比值大于1.12时，石墨面积率和杨氏模量间的关系逆转。
图20展示了Fe基工件中每1μm2中细碳化物颗粒的平均数与杨氏模量间的关系。从图20可知，若将该平均数设定为1.05或更高，则该Fe基工件的杨氏模量明显升高。实施例[III]
表8示出了Fe基材料a5和a6的成分。Fe基材料a5和a6是用模铸法以铸造方式产生的。
                          表8
                              化学成分(％重量)
    C    Si    Mn     P     S     Ni     Ti    Fe
铁基材料a5   0.83   0.28   1.34   0.006    0.004    1.11    1.14   余量
铁基材料a6   0.86    0.2   1.24   0.007    0.005    1.1      -   余量
Fe基材料a5的A3温度TA3；Fe基材料a6的Acm温度TA；当固溶碳量CS＝0.16％(重量)时的温度TS1和当CS＝0.40％(重量)时的温度TS2均示于表9中。
                                 表9
          第一步骤                  第二步骤
  加热温度(℃)  冷却速度(℃/分)    加热温度(℃)   加热时间(分)   冷却类型
铁基工件A15     T1：790(TA3：724)  CA：1000    T2：698TS1：686.5TS2：708    t：60     空冷
铁基工件A21     T1：900(TA：805) CA：1300    T2：700TS1：689.5TS2：708.5    t：60     空冷
采用Fe基材料a5和a6，并使之在表9和图21和22所示条件下经受第一和第二步骤的处理，结果产生与Fe基材料a5相对应的Fe基工件A5和与Fe基材料a6相对应的铁基工件A6。得自第一步骤处理的Fe基材料a5的初次热处理组织由含马氏体的基体、大量的块状残余γ相等组成。Fe基工件A5的二次热处理组织由含亚共晶的基体，大量的细碳化物颗粒(主要是Fe3C)、大量的石墨晶粒、大量的块状的析出γ相等组成。
在该二次热处理组织中，作为细小碳化物的细碳化物颗粒有助于提高Fe基工件A5的杨氏模量。在此情况下，每1μm2中细碳化物颗粒的平均数等于或大于1.05是可取的(见图20)。确定细碳化物颗粒量的方法与实施例I中的方法相同。当该二次热处理组织中包含细小的纤维状碳化物时，它们也有助于提高Fe基工件A5的杨氏模量。
析出的γ相将杂质限制于其中，从而有助于提高Fe基工件的韧性。因此，析出的γ相的含量d等于或大于0.25％(重量)(d≥0.25％(重量)是合乎要求的。确定析出的γ相的含量d的方法与实施例1中所用方法相同。
用上述方法测定Fe基工件A5和A6的每1μm2中的细碳化物颗粒的平均数及析出的γ相的含量d，再进行拉伸实验，以测定其抗拉强度及杨氏模量。此外进行Charpy冲击实验以测定其Charpy冲击值，结果列于表10。
                                 表10
每1μm2中细碳化物颗粒的平均数 析出的γ相的含量d(％重量) 抗拉强度(MPa) 杨氏模量(GPa) Charpy  冲击值(10R)(焦耳/cm2)
铁基工件A5     1.077     1.9     773     253       61(U)
铁基工件A6     1.141     1.9     820     246       51(U)
由表10可知，符合本发明该实施例的Fe基工件A5的抗拉强度略低于符合对比例的Fe基工件A6，但其杨氏模量及Charpy冲击值均优于Fe基工件A6，因此具有较高的杨氏模量及韧性。
然后使Fe基工件A5和A6经受如下的弯曲试验：首先用V形块将Fe基工件A5和A6弯折90°。在Fe基工件A5中未产生缺陷、但在Fe基工件A6中产生裂纹。然后，将弯成90°的Fe基工件A6再弯折，以使其相对的边彼此重合，即弯折180°。在Fe基工件A5中未观察到裂纹等缺陷生成。由此断定，可按本发明的该实施例生产具存优良冷加工性能的Fe基工件A5。
在焊接之后，再测定Fe基工件A5和A6的抗拉强度和杨氏模量。在焊接时，采用同样的程序：在沿长度方向之半处一点，将直径3mm的棒状Fe基工件A5和A6切开；将每个截面抛光成光滑的表面再将两个半截的截面对合以进行凸焊。图23展示了Fe基工件A5和A6在焊接前后的抗拉强度和杨氏模量。在图23中，A5和A6分别相应于Fe基工件A5和A6。从图23可知，在Fe基工件A5的场合下，焊接前后的抗拉强度和杨氏模量变化不大，但在Fe基工件A6的情况下，焊后抗拉强度下降很大。这主要是因Fe基工件A6不含Ti的缘故。
然后测定Fe基工件A5和A6在人工时效后的抗拉强度和杨氏模量。图24和25展示了Fe基工件A5和A6在500℃时效前后及700℃时效前后的抗拉强度和杨氏模量。在图24和25中，A5和A6分别对应于Fe基工件A5和A6。从图24可知，Fe基工件A5在500℃时效后的抗拉强度和杨氏模量的变化比Fe基工件A6的值的变化小。另一方面，从图25可知，Fe基工件A5在700℃时效前后的抗拉强度和杨氏模量的变化小于Fe基工件A6的该值的变化。从图24和25可知，Fe基工件A5的杨氏模量随时间的流逝几乎不变。

Claims (9)

1.生产具有高杨氏模量的Fe基工件的方法，该法包括第一和第二步骤，第一步骤是使含有
0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及
余量的Fe和不可避免杂质的Fe基材料经受加热温度T1的热处理，T1的设定范围为TS＜T1＜TL，其中TS为该Fe基材料的固相线温度，TL为其液体相线温度，然后使该材料在设定为淬火水平的冷却条件下冷却；第二步骤是使所得的Fe基材料经受加热温度T2的热处理，T2的设定范围为Te1＜T2＜Te2，其中Te1为共晶转变开始温度，而Te2为共晶转变终止温度，而加热时间t在60分≤t≤180分的范围内。
2.生产具有高杨氏模量的Fe基工件的方法，该法包括第一和第二步骤，第一步骤是使含有
0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及
余量的Fe和不可避免的杂质的Fe基材料经受加热温度T1的热处理，T1被定为T1＞TL，其中TL为该Fe基材料的液相线温度，然后该材料在设定为淬火水平的冷却条件下冷却；第二步骤是使所得的Fe基材料经受加热温度T2的热处理，T2被定为在Te1＜T2＜Te2的范围内，其中Te1为所述Fe基材料的共晶转变开始温度，Te2为所述Fe基材料的共晶转变终止温度，而热处理时间t被定在60分≤t≤180分的范围内。
3.生产具有高杨氏模量的Fe基工件的方法，该法包括第一和第二步骤，第一步骤是使含有
0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及
余量的Fe和不可避免杂质的Fe基材料在经受加热温度T1的热处理，T1的范围为TA＜T1＜TS，其中TA为该Fe基材料的Acm温度，TS为固相线温度，然后在设定为淬火水平的冷却条件使该材料冷却；第二步骤是使所得的Fe基材料经受加热温度T2的热处理，T2的范围为Te1＜T2＜Te2，其中Te1为共晶转变开始温度而Te2为共晶转变终止温度，加热时间t的设定范围为60分≤t≤180分。
4.权利要求1、2或3的生产有高杨氏模量的Fe基工件的方法，其中，在第二步骤析出大量的细碳化物颗粒，每1μm2中所述细碳化物颗粒的平均数等于或大于1.05。
5.生产具有高杨氏模量及高韧性的Fe基工件的方法，该法包括第一和第二步骤，第一步骤是使含有
0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)且
Ni％(重量)/Mn％(重量)≤1.12，及
余量的Fe和不可避免杂质的Fe基材料经受加热温度T1的热处理，T1被定为T1≥TA，其中TA为该Fe基材料的Acm温度，然后在设定为淬火水平的冷却条件下使该材料冷却；第二步骤是使所得的Fe基材料经受加热温度T2的热处理，T2的设定范围为TS1≤T2≤TS2，其中TS1为以固溶态存在于所述Fe基材料的基体中C量为0.16％(重量)时的温度，而TS2为当所述固溶态的C量为0.40％(重量)时的温度。
6.权利要求5的生产具有高杨氏模量及高韧性的Fe基工件的方法，其中在第二步骤析出大量细碳化物颗粒，每1μm2中所述细碳化物颗粒的平均数为等于或大于1.05。
7.权利要求5或6的生产具有高杨氏模量和高韧性的Fe基工件的方法，其中在第二步骤大量析出块状γ相，该块状γ相的含量d等于或大于0.25％(重量)。
8.生产具有高杨氏模量及高韧性的Fe基工件的方法，该法包括第一和第二步骤，第一步骤是制备含
0.6％(重量)≤C≤1.0％(重量)
             Si＜2.2％(重量)
0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)
0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)且
Ni％(重量)/Mn％(重量)≤1.12，
0.3％(重量)≤AE≤1.5％(重量)及
余量的Fe和不可避免杂质的Fe基材料，其中AE为至少一种选自Ti、V、Nb、W和Mo的元素，然后使所述的Fe基材料经受加热温度T1的热处理，T1被设定为T1≥TA3，其中TA3为所述Fe基材料的A3温度，然后在设定为淬火水平的冷却条件下冷却该材料；第二步骤是使所得的Fe基材料经受加热温度T2的热处理，T2的设定范围为TS1≤T2≤TS2，其中TS1为当以固溶态存在于基体中的C量为0.16％(重量)时的温度，TS2为当以固溶态存在于基体中的C量为0.40％(重量)时的温度。
9.权利要求8的生产具有高杨氏模量及高韧的Fe基工件的方法，其中在第二步骤析出大量细碳化物颗粒及大量块状γ相，每1μm2中所述细碳化物颗粒的平均数为等于或大于1.05，而所述块状γ相的含量d为等于或大于0.25％(重量)。
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