技术领域
[0001] 本
发明属于金属材料领域,特别涉及一种马氏体钢及其制备方法。
背景技术
[0002] 作为结构材料而大量使用的钢的主要强化方法是淬火,即把钢加热到
临界点温度以上后快速冷却,发生马氏体转变,获得马氏体组织。而钢中马氏体通常有两种形态:一种为板条状马氏体,其内部亚结构是位错;另一种为针片状马氏体,其内部亚结构是孪晶。板条状马氏体组织具有高强度和高韧性,即具有良好的综合
力学性能,而针片状马氏体具有高硬度、高强度,但其韧性很低。因此,对于要求耐冲击和承受较高
载荷的构件,控制其得到板条状马氏体的微观组织是很有意义的。通常情况下,钢淬火得到马氏体的同时会伴有少量的残余奥氏体。那么,板条马氏体的厚度及残余奥氏体的形态、数量和分布特征对钢的力学性能起到关键的作用。位错亚结构的板条马氏体与
薄膜残余奥氏体交替排列的组织,具有较大的裂纹扩展抗力及较好的塑性、韧性和零部件成形性。其中残余奥氏体的
稳定性是保持高韧性的一个关键因素,如果残余奥氏体的稳定性较低,其在载荷作用下即发生转变,生成硬脆的马氏体组织,或使用
环境温度稍高即转变为
碳化物,这都将使钢脆化,恶化其使用性能。为了解决这种残余奥氏体的不稳定性的问题,G.J.库辛斯基等人(发明
专利CN1325685C)发明了一种纳米复合马氏体钢,所含
合金元素按重量百分比为:C 0.05~0.33、Cr
0.5~12、Ni 0.25~5、Mn 0.26~6、Si<1;其显微组织由马氏体板条与奥氏体薄膜交替分布组成,且每个奥氏体晶粒内部存在单个变体的板条束,组织中奥氏体的稳定性高于传统淬火得到的多变体板条马氏体组织中的奥氏体;其优选的制造方法主要包括如下步骤:在奥氏体化温度范围1050~1200℃
轧制或
锻造,再冷却到奥氏体再结晶温度到高于此温度50℃的温度范围900~950℃(最优选温度为900~925℃)轧制或锻造,使奥氏体发生动态再结晶,来细化奥氏体晶粒,使奥氏体晶粒的尺寸小于10微米(最好为5~9微米),再冷却淬火,得到在每个奥氏体晶粒内含有单一取向的板条马氏体与薄膜奥氏体交替排布的组织。但该专利
权利要求的合金成分不含Mo或W,容易引起回火脆性;不含Al,不利于细化奥氏体晶粒和抑制碳化物析出;C含量较低,不利于获得高强度;Si含量较低(<1 wt.%),不利于提高
铁素体强度和回火稳定性,以及抑制碳化物析出;工艺步骤要求较为精确地控制终轧温度来保证获得晶粒尺寸<10微米的奥氏体。
发明内容
[0003] 本发明的目的在于提供一种易于控制、能降低回火脆性、提高强度和韧性的纳米结构板条马氏体钢及其制备方法。
[0004] 本发明的纳米结构板条马氏体钢,其化学成分按重量百分比为:C 0.42~0.48,Si1.3~1.5,Mn 1.6~2.0,Al 0.8~1.2,Cr 0.8~1.2,Ni 0.8~1.2,W 0.7~0.9,P<0.02,S<0.02,余量为Fe和不可避免的杂质。
[0005] 各
合金元素的主要作用如下:C:可强烈提高淬透性,是钢中最有效的固溶强化元素,C含量的增高,可显著提高马氏体的强度,但含量过高脆性变大。故选择典型中
碳钢的C含量范围0.42~0.48 wt.%,以保证获得优异的综合力学性能。
[0006] Si:阻碍碳化物析出,有利于在板条马氏体之间形成残余奥氏体薄膜,提高回火稳定性。
[0007] Mn:提高淬透性,保证
过冷奥氏体具有较高的稳定性。
[0008] Al:阻碍碳化物析出,有利于在板条马氏体之间形成残余奥氏体薄膜,细化奥氏体晶粒,提高韧性,降低氢脆敏感性。
[0009] Cr:提高淬透性和提高回火稳定性,改善耐蚀性。
[0010] Ni:提高淬透性,改善韧性。
[0011] W:防止第二类回火脆性。
[0012] 上述纳米结构板条马氏体钢的制备方法如下:(1)用
真空感应炉对中碳
合金钢进行熔炼,真空度0.1~0.6 Pa、温度1520~1560℃、熔炼时间0.5~1.0 h,将熔炼的
钢水浇铸成钢锭,缓冷至室温;
(2)将上述
铸锭加热至1200~1250℃保温3~5 h出炉,在1140~1160℃开始锻造,终锻温度为930~950℃,锻后缓冷至室温;
(3)再将上述锻造棒料加热到980~1020℃保温8~12 min奥氏体化,以20~30℃/s冷却-1
到过冷奥氏体温区400~600℃,立即以应变速率1 s 进行50%压下量的压缩
变形,然后以
20~30℃/s冷却到220℃后空冷到室温,制备出纳米结构板条马氏体钢,其微观组织由交替排布的平均厚度为38~67 nm的板条马氏体和残余奥氏体薄膜组成。
[0013] 奥氏体化后快速冷却到过冷奥氏体温区400~600℃进行压缩变形,过冷奥氏体塑性变形但不会发生再结晶,位错
密度和强度显著增大,压扁的过冷奥氏体晶粒引起
纤维组织,并产生变形织构,快速冷却到220℃后空冷到室温过程中发生马氏体转变。过冷奥氏体的高密度位错造成马氏体形核
位置显著增多,过冷奥氏体的高强度致使马氏体转变的切变阻力增大,故最后得到了纳米结构板条马氏体与残余奥氏体薄膜交替排布的组织。此外,压扁的过冷奥氏体晶粒及其变形织构限制了马氏体转变的变体选择,导致单一马氏体变体在奥氏体晶粒内形成。
[0014] 本发明与
现有技术相比具有如下优点:1、提高了板条马氏体钢的强度并扩大应用范围。
[0015] 2、有效阻止碳化物析出,细化奥氏体晶粒,保证得到马氏体板条和残余奥氏体薄膜交替排布组织,提高韧性,降低氢脆敏感性。
[0016] 3、有效降低了回火脆性倾向。
[0017] 4、变形温度范围宽,工艺控制和操作容易实现。
附图说明
[0018] 图1是本发明
实施例1获得的纳米结构板条马氏体钢的微观组织的透射电镜照片。
[0019] 图2是本发明实施例2获得的纳米结构板条马氏体钢的微观组织的透射电镜照片。
[0020] 图3是本发明实施例3获得的纳米结构板条马氏体钢的微观组织的透射电镜照片。
具体实施方式
[0021] 实施例1用25 kg真空感应炉在真空度0.1 Pa和温度1520℃下熔炼中碳合金钢,熔炼0.5 h后浇铸成直径100 mm的圆柱形钢锭,缓冷至室温,铸锭化学成分按重量百分比为C 0.48,Si
1.3,Mn 1.6,Al 1.2,Cr 0.8,Ni 0.8,W 0.7,P 0.012,S 0.010,余量为Fe和不可避免的杂质。将铸锭加热到1200℃保温5 h,出炉在1140℃开始锻造,锻造成直径为30 mm的棒料,终锻温度为930℃,锻后缓冷至室温;将锻造棒料加工成直径为10 mm、高为20 mm的圆柱,并用
热机械模拟试验机加热到980℃,保温12 min,以20℃/s的冷却速度快速冷却到-1
600℃,立即以应变速率1 s 进行50%压下量的压缩变形,然后以30 ℃/s的冷却速度快速冷却到220℃后空冷到室温,制备出纳米结构板条马氏体钢。如图1所示,所获得的纳米结构板条马氏体钢的微观组织由交替分布的平均厚度为67 nm的板条马氏体和薄膜残余奥氏体组成。
[0022] 实施例2用25 kg真空感应炉在真空度0.3 Pa和温度1540℃下、熔炼中碳合金钢,熔炼0.7 h后浇铸成直径100 mm的圆柱形钢锭,缓冷至室温,铸锭化学成分按重量百分比为C 0.45,Si 1.4,Mn 1.8,Al 1.0,Cr 1.0,Ni 1.0,W 0.8,P 0.012,S 0.010,余量为Fe和不可避免的杂质。将铸锭加热到1230 ℃保温4 h,出炉在1150℃开始锻造,锻造成直径为30 mm的棒料,终锻温度为940℃,锻后缓冷至室温;将锻造棒料加工成直径为10 mm、高为20 mm的圆柱,并用热机械模拟试验机加热到1000℃,保温10min,以25℃/s的冷却速度快速冷却到-1
500℃,立即以应变速率1 s 进行50%压下量的压缩变形,然后以25℃/s的冷却速度快速冷却到220℃后空冷到室温,制备出纳米结构板条马氏体钢。如图2所示,所获得的纳米结构板条马氏体钢的微观组织由交替分布的平均厚度为45 nm的板条马氏体和薄膜残余奥氏体组成。
[0023] 实施例3用25 kg真空感应炉在真空度0.6 Pa和温度1560℃下熔炼中碳合金钢,熔炼1.0 h后浇铸成直径100 mm的圆柱形钢锭,缓冷至室温,铸锭化学成分按重量百分比为C 0.42,Si
1.5,Mn 2.0,Al 0.8,Cr 1.2,Ni 1.2,W 0.9,P 0.012,S 0.010,余量为Fe和不可避免的杂质。将铸锭加热到1250℃保温3 h,出炉在1160℃开始锻造,锻造成直径为30 mm的棒料,终锻温度为950℃,锻后缓冷至室温;将锻造棒料加工成直径为10 mm、高为20 mm的圆柱,并用热机械模拟试验机加热到1020℃,保温8 min,以30℃/s的冷却速度快速冷却到-1
400℃,立即以应变速率1 s 进行50%压下量的压缩变形,然后以20℃/s的冷却速度快速冷却到220℃后空冷到室温,制备出纳米结构板条马氏体钢。如图3所示,所获得的纳米结构板条马氏体钢的微观组织由交替分布的平均厚度为38 nm的板条马氏体和薄膜残余奥氏体组成。