CN103898299B - 一种2400MPa级低成本纳米贝氏体钢的制备方法 - Google Patents

Abstract

一种2400MPa级低成本纳米贝氏体钢的制备方法，属于金属材料领域。此钢为C-Si-Mn-Al系中高碳合金，不加入Cr、Mo等价格高昂的合金元素。锻坯经900～1000℃保温0.5～1小时，后直接投入盐浴淬火炉保温3～6个小时，可生产抗拉强度2400MPa级的无碳化物纳米贝氏体。此方法通过降Mn，增C、增Si的成分优化，同时简化制备工艺，无需高温扩散退火和热轧过程，将锻坯直接进行低温等温热处理即可得到最终产品，大幅节约了生产成本。

Description

一种2400MPa级低成本纳米贝氏体钢的制备方法

技术领域

本技术涉及到一种2400MPa级低成本纳米贝氏体钢及其制备工艺，其主要涉及到以较低成本制备一种超高强度的纳米贝氏体钢，其超细贝氏体中显微结构为厚度≤100nm的薄片贝氏体铁素体板条和分布在板条间的薄膜状富碳残余奥氏体，组织中无渗碳体析出。将锻坯直接放入炉内于单相奥氏体区温度保温，进行完全奥氏体化，后投入盐浴淬火炉中在贝氏体相变开始温度与马氏体相变开始温度之间某一较低温度进行等温热处理，最后将钢坯水冷至室温即可。

背景技术

贝氏体钢自开发问世以来，因其良好的综合力学性能而广泛应用于结构材料中，因此对贝氏体钢的开发成为同时提高钢铁材料强度、塑性及韧性的重要途径。国内外材料学者根据贝氏体相变的理论运用不同热处理手段开发的各种新型贝氏体钢种，相比传统贝氏体钢有更强的强度及更好的塑(韧)性。

20世纪30年代Bain和Davenport首次发现钢中存在贝氏体，人们对贝氏体相变机制的认识也渐渐地深入。但由于贝氏体转变的复杂性和实验手段的限制等原因,当前贝氏体相变学仍然存在分歧。贝氏体组织形态复杂多样，上贝氏体、下贝氏、逆贝氏体和柱状贝氏体是各学派共同承认的贝氏体组织。

20世纪50年代，英国人Pickering和Irvine等发明了Mo-B系空冷贝氏体钢,之后高强韧贝氏体钢的研究得到了广泛的重视。加入合金元素Mo、B使钢在很宽的连续冷却速度范围得到贝氏体组织，但是Mo价格比较昂贵，且转变温度高，组织较为粗大，产品强韧性差。

20世纪70年代，清华大学方鸿生等研发出一种在正火状态就可以获得贝氏体组织的Mn-B系贝氏体钢。为了降低Bs点，提高组织力学性能，加入Mn代替价格昂贵的Mo。Mn与B共同作用容易获得贝氏体，并使贝氏体相变温度降低，细化贝氏体尺寸，改善韧性和强度。

20世纪90年代，王贵等人向钢中添加合金包括Mn、Mo等。组织特征为:经过低温回火在板条马氏体中和贝氏体铁素体间都析出了弥散分布的E-碳化物，产生第二相弥散强化作用。同时，未分解的残留奥氏体由于热稳定化和械稳定化具有很高的稳定性，这样组织中固溶强化、弥散强化、亚结构强化和相变强化等得到充分发挥，使钢获得超高强度。

近年来，Caballero和Bhadeshia等将高碳、高硅钢在T=0.25Tm(Tm为熔点)的低温条件下进行长达数天的等温热处理后,可获得极为细小的纳米级贝氏体组织，其由厚度仅为20～40nm的极薄贝氏体铁素体板条及其板条间富碳的薄膜状残余奥氏体组成。贝氏体铁素体板条中间不是析出碳化物而是残余奥氏体薄膜，这种钢的亚纳米超细贝氏体和少量马氏体或残余奥氏体组织结构决定了其超高强度和良好的韧性。这种纳米贝氏体钢的极限拉伸强度可达2.5GPa，屈服强度可达1.7GPa，硬度为600～700HV，断裂韧性为30～40MPa·m^1/2。

这种纳米贝氏体钢力学性能优异，但是要获得这种组织通常需要加入大量价格高昂的合金元素，并且在等温淬火前需要长时间的高温扩散退火，其大体制备工艺流程为：锻坯的均匀化退火→炉冷至室温→加热到一定温度进行奥氏体化→长时间的等温热处理→冷至室温，该工艺制备时间过长，制备成本过高。因此，本发明通过优化其成分设计，降低其C、Mn含量，同时加入Si、Al等较为廉价的合金元素，此举不仅直接减少了添加合金元素的成本，而且由于其较低的合金元素含量，可以不进行均匀化退火直接进行热处理，从而大幅节约了制备成本。这样就获得了低成本，高强度的纳米贝氏体钢。

发明内容

本发明的目的在于利用合金成分优化和制备工艺简化相结合，生产一种低成本的纳米贝氏体钢。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种2400MPa级低成本纳米贝氏体钢的制备方法，贝氏体钢化学质量百分比如下：

其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明采用等温淬火制备工艺，包括以下步骤：

1）制备锻坯，按照上述化学成分质量百分比称取原料，进行冶炼、铸造、锻造；

2）锻坯无需进行高温扩散退火直接在900～1000℃加热，经过0.5～1小时均热保温后取出；

3）将取出的锻坯迅速投入盐浴淬火炉，炉温200～300℃，保温时间3～6小时，保温后直接水淬冷却至室温。

利用降Mn，增C、增Si的成分优化和低温等温淬火相结合的综合组织细化技术是本发明在保证纳米贝氏体钢的优异综合力学性能的前提下，降低其生产成本的主要特征。

现代贝氏体钢最主要的成分设计思路是通过合金元素的添加使得高温转变的C曲线右移，同时与中温转变C曲线分离，避免铁素体和珠光体在相变中出现。合金元素的作用还包括降低马氏体相变点（M_s点），使得贝氏体相变在较低的温度下进行，从而细化贝氏体组织。对于高硅贝氏体等钢种，为抑制碳化物的析出，会在成分中加入Si等合金元素。同时，合金元素的加入也会以不同机制对贝氏体钢起到强化作用。

C元素是本发明中保证获得纳米贝氏体组织的最基本元素，其作为强间隙固溶强化元素，其固溶强化对提高强度至关重要，但过高的碳含量会降低焊接性能和冲击韧性。C在奥氏体中的溶解度很大，而在铁素体中却很小。它能减慢奥氏体中原子的扩散速度，延长奥氏体转变前的孕育期，从而减慢转变速度，增加奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性，因此C含量的提高会使得原始奥氏体晶粒的稳定性增强，降低贝氏体相变速率。另一方面，C的增加不但降低了B_s温度和M_s温度，而且可以使B_s温度和M_s温度之间的温度差扩大，这有利于获得纳米贝氏体组织。

Si元素是保证本发明钢中无碳化物析出的元素，其作为非碳化物形成元素，当其含量较低时，以非金属夹杂物形式存在，从而阻止奥氏体晶粒细化。但当其含量过高时，可作为置换型合金元素加入固溶体，则促进了奥氏体晶粒的粗化。Si不仅具有明显抑制脆性相Fe₃C型碳化物析出的作用，还可以增加组织中残余奥氏体量及其稳定性，一定量的Si可提高纳米贝氏体钢的韧性。

Mn元素与Si协同作用可以保证本发明钢种获得高强度、高硬度的同时，仍具有较高的韧性。Mn是属于置换型合金元素，它在钢中具有固溶强化的作用。作为扩大奥氏体相区元素，加入Mn能使钢的A_r1、A_r3、B_s和M_s温度下降，有利于纳米贝氏体组织形成。适量的Mn在中温以下的相界处富集时，对相界迁移起拖曳作用，同时显著降低贝氏体的相变驱动力，使贝氏体转变温度降低，是保证获得细小贝氏体铁素体尺寸的主要因素之一。过高的Mn会导致贝氏体相变速率变慢，延长贝氏体相变完成时间。

Al元素在本发明中作用是与Si协同作用以保证钢种获得更好的韧性。Al在贝氏体钢中作用于Si相似，可以抑制渗碳体的析出。且作为一种可完全溶解的元素，Al在组织中不会发送偏析，也不会产生表面氧化物。同时，Al可抑制马氏体相变，增加奥氏体稳定性。Al的另一个作用是加速贝氏体转变，这是因为其通过对相变驱动力磁性和非磁性部分的影响而使相变驱动力增加。增加了相变驱动力，使得形核密度增加，一方面减小了对性能有害的残留奥氏体岛，另一方面更多的形核位置会使贝氏体铁素体板条细化。

传统的纳米贝氏体钢成分，往往是高C高Mn高Si，再加入一定量的Cr和Mo等合金元素。Cr可提高淬透性，但易于形成碳化物；Mo可推迟珠光体转变及碳化物的析出，也可细化奥氏体晶粒。本发明通过降低Mn含量，摒弃了昂贵的Cr和Mo，再加入一定量的Si和Al，大幅缩短了贝氏体相变完成时间，同时使得锻造组织更加均匀且不含碳化物，无需退火即可直接进行低温热处理。

本发明的有益效果：

1)具备优异的综合力学性能。本发明涉及到的纳米贝氏体钢的抗拉强度高达2.5GPa，硬度可达750HV，且韧性为30～40MPa·m^1/2。

2)降低成本、提高效率。与常规的纳米贝氏体钢相比，由于合金元素的优化，缩短了工艺流程，大幅节约了原料成本和时间成本，同时力学性能各项指标仍然优异。

3)应用前景广泛。本发明制备出的纳米结构贝氏体钢，其强度超高、延伸率良好，可应用于汽车用钢领域，也可用于装甲钢板和防弹头盔等军用领域，前景可观。

附图说明：

图1为热处理工艺示意图。

具体实施方式

根据表1所给出的化学成分，采用电磁感应炉真空熔炼，对铸造的坯料锻造成锻坯，以进行后续工艺。

表1为各成分的质量百分数

表1

将锻坯均加热到950℃奥氏体化30分钟，再将样品取出直接投入盐浴淬火炉进行等温热处理，保温温度200～300℃，保温时间为6小时，最后将其水冷至室温。

本发明对不同样品采用了不同的保温温度，1号在200℃、300℃保温，2号在230℃、300℃保温，3号在230℃、300℃保温，保温时间相同。不同工艺参数所对应的性能如表2所示：

表2为主要工艺参数对应的力学性能

表2

Claims (1)

1.一种低成本纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于化学质量百分比如下：

其余为Fe和不可避免的杂质；

包括以下制备步骤：

1)制备锻坯，按照上述化学成分质量百分比称取原料，进行冶炼、铸造、锻造；

2)锻坯无需进行高温扩散退火直接在900～1000℃加热，经过0.5～1小时均热保温后取出；

3)将取出的锻坯迅速投入盐浴淬火炉，炉温200～300℃，保温时间3～6小时，保温后直接水淬冷却至室温。