一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法 |
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| 申请号 | CN202110141726.7 | 申请日 | 2021-02-02 | 公开(公告)号 | CN112981277B | 公开(公告)日 | 2022-04-01 |
| 申请人 | 北京科技大学; | 发明人 | 武会宾; 于新攀; 顾洋; 张游游; 袁睿; 宁博; 汤启波; 刘金旭; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种超高强度中 碳 纳米 贝氏体 钢 的制备方法，包括以下步骤：将完全奥氏体化和低温贝氏体 相变 后的中碳纳米贝氏体钢进行室温 轧制 变形 ，其中单道次压下量应控制在4％以上，累计压下量至少为15％，然后进行中温回火处理。所述中碳纳米贝氏体钢的化学成分：C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％；Nb0.015～0.020％，其余为 铁 及不可避免的杂质。本发明的方法通过简单的塑性形变，使得部分 块 状残余奥氏体发生形变诱导相变，在保证钢的塑性的同时显著提其强度， 屈服强度 可达1500MPa，延伸率为10％，其强度和韧性指标可匹配高碳纳米贝氏体钢。本发明所需设备简单，工艺容易控制和实现，有着巨大的生产潜 力 和应用前景。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述中碳纳米贝氏体钢的化学成分：C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn 1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；Al 1.5～ |
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| 说明书全文 | 一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法技术领域[0001] 本发明涉及金属材料加工领域，更具体的是，涉及一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法。 背景技术[0002] 2003年西班牙Caballero和英国Bhadeshia等人将含碳量在0.75～0.98％的高碳高硅合金钢在低温长时间保温，首次得到超高强度的纳米贝氏体钢。研究表明，纳米贝氏体钢的极限抗拉强度可超过2.2GPa，硬度最高可达670HV，同时还能保证相当的延伸率(5～30％)。对纳米贝氏体钢显微组织进行表征，发现残余奥氏体呈现两种形貌，一种是镶嵌在贝氏体铁素体板条间的高碳薄膜状残余奥氏体，可提高钢的韧性；另一种是分布在贝氏体板条束间的低碳块状残余奥氏体，在后续形变过程中发生形变诱导马氏体相变，有损韧性。 此外，由于高碳纳米贝氏体钢的相变温度较低，导致生产工艺冗长。 [0003] 现已公布的“一种快速相变的纳米贝氏体钢及其制备方法”(CN109295389B)采用中低碳思路控制碳含量在0.3～0.6％，避免高脆性；同时添加Al和Co元素促进纳米贝氏体相变，结合双级等温淬火工艺技术，将贝氏体相变时间缩短到60分钟以内。但所得纳米贝氏体钢的力学性能并不高。 [0004] “一种提高纳米贝氏体钢的强度和耐磨性的方法”(CN108642256A)将等温淬火后的高碳纳米贝氏体钢依次进行‑200～‑180℃深冷+100～250℃低温回火处理，将残余奥氏体进一步转化成马氏体，在提高硬度的同时，提高其组织的稳定性。 [0005] “一种纳米贝氏体热作模具钢及其制备方法”(CN111893391A)采用调质预处理，等温淬火和回火处理相结合的工艺路线，得到冲击功不低于500J，抗拉强度不低于1900MPa，硬度不低于52HRC的纳米贝氏体热作模具钢。但上述高强度纳米贝氏体钢的生产工艺复杂，制备时间过长。 发明内容[0006] 本发明为弥补已有技术和产品的不足，提供一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法。 [0007] 为实现所述目的，本发明采用的技术方案是： [0008] 一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法，所述中碳纳米贝氏体钢的化学成分：C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn 1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％；Nb 0.015～0.020％，其余为铁及不可避免的杂质。 [0009] 在上述元素组分中，C元素是钢的主要添加元素，当C含量小于0.25％时，强化作用较弱，且相变温度较高，贝氏体铁素体板条大于100nm；碳含量大于0.30％时，贝氏体相变温度较低，低温相变时间长。因此将C含量控制在0.25～0.3％。 [0010] Si元素：起到固溶强化作用和抑制低温相变过程中渗碳体的析出，Si含量小于1.2％时，固溶强化和抑制渗碳体析出作用弱，得不到无碳化物贝氏体铁素体板条；当Si含量大于1.5％时，冷却过程中会有先共析铁素体的析出，降低纳米贝氏体钢的强度和韧性。 因此将Si含量控制在1.2～1.5％。 [0011] Mn元素：起到促进相变和提高纳米贝氏体钢的淬透性。Mn含量小于1.0时，纳米贝氏体钢的淬透性不够，显微组织不全为纳米贝氏体组织；Mn含量大于1.7％时，铸造过程中容易产生铸坯缺陷。因此将Mn含量控制在1.0～1.7％。 [0012] Cr和Ni元素：保证纳米贝氏体钢有足够的淬透性和强度，因此将Cr含量和Ni含量分别控制在1.2％和0.6％以上。此外，考虑到生产成本，二者的含量应控制在1.5％和1.0％以下。 [0013] Al元素：起到加速纳米贝氏体相变动力学，以获得更多的贝氏体铁素体。Al含量小于1.5％，低温贝氏体相变时间较长；Al含量大于2.0％，造成铸坯质量降低。因此将Al含量控制在1.5～2.0％。 [0014] Mo：提高纳米贝氏体钢在室温下的强度，因此将Mo含量控制在0.6％以上；当Mo含量超过1.0％时，反而会抑制贝氏体相变。因此将Mo含量控制在0.6～1.0％。 [0015] 特别地，Nb元素：细化原始奥氏体晶粒，促进贝氏体相变，因此将Nb含量控制在0.015％以上；当Nb含量超过0.020％时，反而会抑制贝氏体相变，降低贝氏体铁素体的体积分数。 [0016] 本发明提出一种超高强度纳米贝氏体钢得制备方法，包括以下步骤： [0018] 步骤2：轧后制得纳米贝氏体钢进行中温回火处理。中温回火可以调控中碳纳米贝氏体钢中的应力分布，改善中碳纳米贝氏体钢的塑韧性。 [0019] 进一步地，所述的室温轧制变形的累计压下量至少为15％。 [0020] 由于纳米贝氏体组织中块状残余奥氏体的碳含量比薄膜状的残余奥氏体低，且尺寸较大，在形变过程中发生形变诱导相变现象，形成板条状马氏体，有损于材料的韧性。直接低温相变后进行室温轧制形变，使得块状残余奥氏体转变为马氏体，然后进行中温回火处理，消除内应力。在显著提高强度的同时，兼顾了中碳纳米贝氏体钢的延伸率。 [0021] 在上述技术方案中，所述轧制形变过程在室温下进行，单道次压下量控制在4％以上，累计压下量至少为15％。 [0022] 上述轧制处理中，道次压下量过低，轧制力不足以使块状残余奥氏体发生形变诱导相变。压下量过高，会影响残余奥氏体相变效果和内应力分布。 [0023] 在上述技术方案中，所述中温回火处理为将轧制完成后的中碳纳米贝氏体钢以2～5℃/min的速率升温到300～400℃并保温1h。 [0024] 上述中温回火是在保证高碳薄膜状残余奥氏体不发生分解的前提下，进一步调控钢板内应力分布，改善中碳纳米贝氏体钢的塑韧性。 [0025] 再进一步地，在上述技术方案中，所述低温相变与室温轧制变形处理的时间间隔大于6h。 [0026] 本发明的优点： [0027] (1)本发明涉及的超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法，通过采用对完全奥氏体化和低温贝氏相变后的中碳纳米贝氏体钢进行室温轧制处理和中温回火处理，一方面使低碳块状残余奥氏体发生形变诱导相变，形成马氏体，提高中碳纳米贝氏体钢的强度；另一方面，中温回火可以调控中碳纳米贝氏体钢中的应力分布，改善中碳纳米贝氏体钢的塑韧性。 [0028] (2)经本发明所涉及的超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法，最终所得纳米贝氏体钢的屈服强度可达1500MPa，延伸率为10％，与高碳纳米贝氏体钢的相差无几。 [0030] 图1是338℃低温相变后中碳纳米贝氏体钢的显微组织。 [0031] 图2是经15％室温轧制变形后中碳纳米贝氏体钢的显微组织。 [0032] 图3是15％室温轧制变形+300℃中温回火后纳米贝氏体钢的显微组织。 [0033] 图4是340℃低温相变后中碳纳米贝氏体钢的显微组织。 [0034] 图5是经16％室温轧制变形后中碳纳米贝氏体钢的显微组织。 [0035] 图6是16％室温轧制变形+300℃中温回火后纳米贝氏体钢的显微组织。 [0036] 图7是342℃低温相变后中碳纳米贝氏体钢的显微组织。 [0037] 图8是经16％室温轧制变形后中碳纳米贝氏体钢的显微组织。 [0038] 图9是16％室温轧制变形+400℃中温回火后纳米贝氏体钢的显微组织。 具体实施方式[0039] 以下将结合附图对本发明的具体技术方案进行详细说明。 [0040] 实施案例1 [0041] 本发明实施案例提供了一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法，采用C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn 1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％；Nb 0.015～0.020％的中碳贝氏体钢为原料进行试验。 [0042] 具体工艺包括： [0043] (1)将25kg的锻坯加热到1200℃均质化24h后，锻至60mm×45mm×15mm的坯料，冷却至室温； [0044] (2)将坯料重新加热到1000℃保温0.5h，然后放入盐浴炉中进行贝氏体相变，盐浴炉温度设定为338℃，保温1h，然后空冷至室温； [0045] (3)将试样冷却到室温后的6h后，进行轧制变形。单道次压下量依次为5％、5％和5％。 [0046] (4)将轧制后的试样以3℃/min的升温速度重新加热到300℃，并保温1h，随后空冷至室温。 [0047] 图1为低温贝氏体相变所得纳米贝氏体钢显微组织，基本力学性能为：屈服强度Rel为956MPa，抗拉强度Rm为1287MPa，延伸率为27％。图2为经15％轧制变形后中碳纳米贝氏体钢的显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1335MPa，抗拉强度Rm为1577MPa，延伸率为13％。图3为15％轧制形变+300℃中温回火后中碳纳米贝氏体钢的显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1562MPa，抗拉强度Rm为1662MPa，延伸率为14.5％。 [0048] 实施案例2 [0049] 本发明实施案例提供了一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法，采用C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn 1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％；Nb 0.015～0.020％的中碳贝氏体钢为原料进行试验。 [0050] 具体工艺包括： [0051] (1)将25kg的锻坯加热到1200℃均质化24h后，锻至60mm×45mm×15mm的坯料，冷却至室温； [0052] (2)将坯料重新加热到1000℃保温0.5h，然后放入盐浴炉中进行贝氏体相变，盐浴炉温度设定为340℃，保温1h，然后空冷至室温； [0053] (3)将试样冷却到室温后的8h后，进行室温轧制变形。单道次压下量依次为6％、6％和4％。 [0054] (4)将轧制后的试样以5℃/min的升温速度重新加热到300℃，并保温1h，随后空冷至室温。 [0055] 图4为低温贝氏体相变所得纳米贝氏体钢显微组织，基本力学性能为：屈服强度Rel为953MPa，抗拉强度Rm为1281MPa，延伸率为26％。图5为经16％轧制变形后中碳纳米贝氏体钢的显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1423MPa，抗拉强度Rm为1604MPa，延伸率为12％。图6为15％轧制形变+300℃中温回火后中碳纳米贝氏体钢的显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1576MPa，抗拉强度Rm为1662MPa，延伸率为10.5％。 [0056] 实施案例3 [0057] 本发明实施案例提供了一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法，采用C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn 1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％；Nb 0.015～0.020％的中碳贝氏体钢为原料进行试验。 [0058] 具体工艺包括： [0059] (1)将25kg的锻坯加热到1200℃均质化24h后，锻至60mm×45mm×15mm的坯料，冷却至室温； [0060] (2)将坯料重新加热到1000℃保温0.5h，然后放入盐浴炉中进行贝氏体相变，盐浴炉温度设定为342℃，保温1h，然后空冷至室温； [0061] (3)将试样冷却到室温后的10h后，进行轧制变形。单道次压下量依次为6％、5％和5％。 [0062] (4)将轧制后的试样以5℃/min的升温速度重新加热到400℃，并保温1h，随后空冷至室温。 [0063] 图7为低温贝氏体相变所得纳米贝氏体钢显微组织，基本力学性能为：屈服强度Rel为931MPa，抗拉强度Rm为1247MPa，延伸率为29％。图8为经16％轧制变形后中碳纳米贝氏体钢的显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1246MPa，抗拉强度Rm为1550MPa，延伸率为14.5％。图9为16％轧制形变+400℃中温回火后中碳纳米贝氏体钢的显微组织，其基本力学性能为屈服强度Rel为1485MPa，抗拉强度Rm为1592MPa，延伸率为10.5％。 [0064] 结合显微组织图分析，轧制变形后尺寸较大的块状残余奥氏体已发生形变诱导相变，形成板条状马氏体，可显著提高中碳纳米贝氏体钢的强度，中温回火处理可缓解中碳纳米贝氏体钢中的应力集中，改善其塑韧性。而且回火后中碳纳米贝氏体钢的显微组织未发生分解，贝氏体铁素体板条仍为纳米级别，从而保证了材料的超高强度和良好的塑韧性。 |
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