專利名稱：一種制備超細化復相組織碳素鋼的方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種制備超細化復相組織材料的方法，特別涉及利用馬氏體溫變形制備超細化復相組織碳素鋼(含碳量在0.35-0.8％之間，質(zhì)量分數(shù))的方法。
背景技術：
細化組織是提高鋼鐵材料的強度和保持塑性的有效手段，但當晶粒尺寸降低到亞微米以下時，一方面材料的強度顯著提高，另一方面其強屈比也迅速下降，塑性(特別是最重要的延性指標—室溫均勻延伸率)降低。合理的相控制已被證實可以有效增加強屈比，提高強韌化水平。研究表明，顯微組織為亞微米級滲碳體粒子分布在超細晶等軸鐵素體晶界上、更加細小的滲碳體粒子分布在超細晶等軸鐵素體內(nèi)部的超細化復相組織的中、高碳鋼具有強度與塑性的良好配合，可以拓寬中、高碳鋼的應用范圍。這種超細化復相組織特征在于超細化復相組織由超細晶鐵素體基體和滲碳體粒子組成，其中由大角度晶界(取向差＞15°)包圍的超細晶等軸鐵素體的平均晶粒尺寸小于1微米，滲碳體粒子尺寸呈雙峰分布，均勻分布在超細晶等軸鐵素體晶界的球狀滲碳體顆粒尺寸小于0.3微米，分布在超細晶等軸鐵素體晶內(nèi)的球狀滲碳體顆粒尺寸小于0.1微米。
根據(jù)“Effects of Heavy Warm Deformation on Microstructure and MechanicalProperties of a Medium Carbon Ferritic-Pearlitic Steel”，ISIJ Inter.，Vol.44，2004，p.p.1211-1216中的報道，利用溫軋(累積應變量為1.9)加長時間退火(2小時)的工藝獲得了具有上述超細化復相組織的中碳鋼(含碳量為0.36％，質(zhì)量分數(shù))。文獻“Effect of Mn and Si Addition on Microstructure and Tensile Properties ofCold-rolled and Annealed Pearlite in Eutectoid Fe-C Alloys”.ISIJ Inter.，Vol.44，2004，p.p.171-178.中提出，利用冷軋(等效應變量為2.3)加退火(30分鐘)的工藝可以獲得具有上述超細化復相組織的高碳鋼(含碳量為1.0％，質(zhì)量分數(shù))。由于上述研究中變形前的初始組織為珠光體加先共析鐵素體(中碳鋼)或珠光體加先共析滲碳體(高碳鋼)，碳主要以珠光體中片層狀滲碳體的形式存在，碳分布不均勻?qū)е滦枰诖髴兞孔冃魏筮M行長時間才能獲得上述超細化復相組織。因此，工藝消耗的時間較長、能量較多，生產(chǎn)成本較高。
馬氏體是碳原子在鐵素體中的過飽和固溶體，單一的馬氏體組織使碳原子的分布從微觀到介觀上十分均勻，以馬氏體作為初始組織可以簡化超細化復相組織的制備工藝。文獻“Effect of rolling reduction on ultrafine grained structure andmechanical properties of low-carbon steel thermomechanically processed frommartensite starting structure”.Sci.Tech.Adv.Mater.，Vol.5，2004，p.p.153-162.中利用馬氏體冷軋(等效應變量為0.80)加退火(30分鐘)的工藝在低碳鋼(含碳量為0.13％，質(zhì)量分數(shù))中獲得了一種超細化復相組織，但從其給出的組織來看，這種超細化復相組織中滲碳體粒子主要分布在細晶鐵素體內(nèi)部中，而細晶鐵素體晶界上的滲碳體粒子很少。顯然，這種超細化復相組織與前述滲碳體粒子尺寸呈雙峰分布的超細化復相組織并不相同。而且由于馬氏體本身強度較高，室溫變形困難，馬氏體冷軋不適于生產(chǎn)大體積的超細化復相結構鋼材，特別是不適用于含碳量較高的中、高碳鋼。文獻“淬火態(tài)中碳鋼溫鍛成形行為的研究”，中國機械工程，Vol.24，2006，pp2618-2621中則利用溫鍛對中碳鋼馬氏體的溫變形過程進行了研究。其工藝路線為將中碳鋼在較高溫度進行奧氏體化后淬火得到馬氏體，然后快速加熱到一定溫度(400℃-600℃)保溫一定時間(5分鐘)后進行溫鍛。在其給出的變形組織中，鐵素體并沒有等軸化而且沒有清晰的晶界，基本上保持變形狀態(tài)，滲碳體粒子細小、均勻地分布在鐵素體基體上。也就是說，其得到的組織并不是前述滲碳體粒子尺寸呈雙峰分布的超細化復相組織。專利申請200510012940.3“納米粒狀碳化物和亞微米晶粒鐵素體鋼的制造工藝”中公開了一種將馬氏體/貝氏體組織溫軋技術用于生產(chǎn)具有超細化復相組織的碳素鋼產(chǎn)品的方法。其工藝路線為在820-980℃粗軋道次之后進入精軋之前，對鋼材坯料進行快冷淬火，使坯料的奧氏體組織轉變?yōu)轳R氏體組織或貝氏體組織；此后，立即將具有馬氏體組織或貝氏體組織的坯料在線迅速加熱到450-725℃進行精軋；精整之后，對于帶材和板卷，在450-710℃卷?。粚τ诎宀?、棒材、線材和型材，剪成要求尺寸規(guī)格后在450-710℃保溫10-60分鐘后空冷。其得到的微觀組織特征在于納米碳化物呈細小粒狀，均勻分布在亞微米鐵素體晶粒基體上，與前述滲碳體粒子呈雙峰分布的超細化復相組織有明顯區(qū)別。
上述報道的基于馬氏體變形的工藝路線均是利用較大的宏觀塑性變形促進馬氏體加速分解，得到細小滲碳體粒子均勻分布在鐵素體基體中的復相組織。然而，從上述報道給出的最終組織來看，由于鐵素體基體中的大角度晶界特征不明顯，所述的鐵素體平均晶粒尺寸小于1μm沒有充分的證據(jù)。鐵素體基體中的大角度晶界特征不明顯的主要原因在于由于碳含量(滲碳體含量)較低(低碳鋼馬氏體冷軋加退火工藝)、變形溫度較低(中碳鋼馬氏體溫鍛工藝)、或應變速率較高(馬氏體溫軋工藝)，變形馬氏體分解得到的鐵素體沒有明顯發(fā)生靜態(tài)或動態(tài)再結晶過程，無法形成足夠多的大角度晶界。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種利用馬氏體溫變形的制備滲碳體粒子呈雙峰分布的超細化復相組織碳素鋼的方法，通過控制碳素鋼的碳含量、淬火前奧氏體狀態(tài)、溫變形工藝參數(shù)，利用馬氏體溫變形，制備出由超細晶鐵素體基體和滲碳體粒子組成的超細化復相組織，同時工藝簡單，耗能少，成本低。
實現(xiàn)本發(fā)明目的的具體方法是將以質(zhì)量分數(shù)計，含碳量在0.35-0.70％之間的碳素鋼加熱到高于A3以上50～300℃的溫度T1，對于含碳量為0.70-1.0％之間的碳素鋼加熱到高于A1以上50～300℃的溫度T1，并保溫5～120分鐘的時間t1，以得到碳含量均勻分布的奧氏體，然后水淬或油淬；以20-100℃/s的加熱速度R將基本為馬氏體的淬火組織加熱到600-650℃范圍內(nèi)的溫度T2均熱后立即變形，應變速率ε在0.01-10s-1之間，應變量ε在0.6-2.0范圍內(nèi)，然后再以2-200℃/s的冷速C冷卻至室溫。其中，時間t1取決于鋼的含碳量、工件尺寸和保溫溫度，含碳量越大和/或工件尺寸越大所需要的時間t1越長，而保溫溫度越高所需要的時間t1越短。馬氏體加熱方式優(yōu)選為有利于工件內(nèi)外均勻受熱的感應加熱方式。馬氏體溫變形可以采用等溫鍛造、軋制、擠壓、拉拔等多種變形方式。
本發(fā)明的方法與現(xiàn)有技術相比，其特點在于本發(fā)明的方法是利用馬氏體溫變形過程中的鐵素體連續(xù)動態(tài)再結晶過程和滲碳體粒子的析出、球化及重新分布，可以在較小的應變量下獲得具有前述滲碳體粒子尺寸呈雙峰分布的超細化復相組織的碳素鋼，超細晶等軸鐵素體的平均晶粒尺寸小于1微米，均勻分布在超細晶等軸鐵素體晶界上的球狀滲碳體顆粒尺寸小于0.3微米，分布在超細晶等軸鐵素體晶內(nèi)的球狀滲碳體顆粒尺寸小于0.1微米。該方法工藝簡單、不需要大的累積應變量，而且不需要后續(xù)熱處理。


圖1是根據(jù)本發(fā)明的熱變形工藝示意圖。
圖2是實施例1得到超細化復相組織高碳鋼的顯微組織。
圖3是實施例1得到的顯微組織的電子背散射衍射取向成像圖。
圖4是實施例1變形工藝應變量由0.69增加到1.60得到的顯微組織。
圖5實施例2得到的超細化復相組織高碳鋼的顯微組織。
圖6是是實施例3得到的超細化復相組織中碳鋼的顯微組織。
圖7是實施例4得到的超細化復相組織中碳鋼的顯微組織。
具體實施例方式
實施例1所用材料是含碳量為0.80％的普通共析鋼，其它合金元素含量在普通碳素鋼的通常范圍內(nèi)。其A1溫度為724℃。變形工藝如圖1所示將試樣加熱到在A1以上50～300℃范圍內(nèi)的850℃(T1)，保溫10分鐘(t1)后水淬以得到馬氏體，用感應加熱裝置將所得馬氏體以30℃/s的加熱速度(R)加到在600-650℃范圍內(nèi)的650℃(T2)后立即以0.1s-1的應變速率變形，變形采用單向壓縮變形，變形后以在2-200℃/s范圍內(nèi)的100℃/s的冷速(C)冷卻至室溫。當應變量達到0.69時的變形組織如圖2所示，變形組織已經(jīng)基本具有前述超細化復相組織的特征由清晰晶界包圍的鐵素體晶粒的平均尺寸為0.89±0.17μm，分布在鐵素體晶界上的亞微米級滲碳體粒子平均尺寸為185±52nm，鐵素體晶粒內(nèi)部的納米級滲碳體粒子平均尺寸為43±11nm。利用電子背散射衍射(EBSD)技術對圖2所示變形組織進行了分析，所得取向成像圖見圖3(其中粗黑線表示取向差＞15°的大角度晶界，細灰線表示取向差＜15°的小角度晶界)，表明圖2的鐵素體基體中的清晰晶界基本為大角度晶界。增加應變量，由0.69增加到1.60，使變形組織更加均勻，如圖4所示，由大角度晶界包圍的鐵素體平均晶粒尺寸為0.77±0.15μm，分布在鐵素體晶界上的亞微米級滲碳體粒子平均尺寸為215±82nm，鐵素體晶粒內(nèi)部的納米級滲碳體粒子平均尺寸為49±21μm。
實施例2所用材料與實施例1相同，將實施例1中的應變速率提高到1s-1，當應變量為1.60時的變形組織如圖5所示。變形組織具有前述滲碳體粒子尺寸呈雙峰分布的超細化復相組織的特征由大角度晶界包圍的鐵素體平均晶粒尺寸為0.58±0.13μm，分布在鐵素體晶界上的亞微米級滲碳體粒子平均尺寸為162±71nm，，鐵素體晶粒內(nèi)部的納米級滲碳體粒子平均尺寸為43±19nm。
實施例3所用材料是含碳量為0.48％的普通中碳鋼，其它合金元素含量在普通碳素鋼的通常范圍內(nèi)。其A3溫度為760℃。變形工藝如圖1所示將試樣加熱到在A3以上50～300℃范圍內(nèi)的950℃(T1)，保溫5分鐘(t1)后水淬以得到馬氏體，用感應加熱裝置將所得馬氏體以20℃/s的加熱速度(R)加熱到在600-650℃范圍內(nèi)的600℃(T2)后立即以0.01s-1的應變速率變形，變形采用單向壓縮，變形后以在2-200℃/s范圍內(nèi)的50℃/s的冷速(C)冷卻至室溫。應變量為1.60時的變形組織如圖6所示，變形組織具有前述超細化復相組織的特征由大角度晶界包圍的鐵素體平均晶粒尺寸為0.67±0.12μm，分布在鐵素體晶界上的亞微米級滲碳體粒子平均尺寸為277±46nm，鐵素體晶粒內(nèi)部的納米級滲碳體粒子平均尺寸為83±20nm。
實施例4所用材料與實施例3相同，將實施例1中的應變速率提高到10s-1，當應變量為1.60時的變形組織如圖7所示，變形組織具有前述超細化復相組織的特征由大角度晶界包圍的鐵素體平均晶粒尺寸為0.57±0.09μm，分布在鐵素體晶界上的亞微米級滲碳體粒子平均尺寸為271±40nm，，鐵素體晶粒內(nèi)部的納米級滲碳體粒子平均尺寸為83±21nm。
權利要求
1.一種制備超細化復相組織碳素鋼的方法，其特征在于，制備的步驟為將以質(zhì)量分數(shù)計，含碳量在0.35-0.70％之間的碳素鋼加熱到高于A3以上50～300℃的溫度T1，對于含碳量為0.70-1.0％之間的碳素鋼加熱到高于A1以上50～300℃的溫度T1，并保溫5～120分鐘的時間t1，以得到碳含量均勻分布的奧氏體，然后水淬或油淬；以20-100℃/s的加熱速度R將基本為馬氏體的淬火組織加熱到600-650℃范圍內(nèi)的溫度T2均熱后立即變形，應變速率ε在0.01-10s-1之間，應變量ε在0.6-2.0范圍內(nèi)，然后再以2-200℃/s的冷速C冷卻至室溫。
2.如權利要求1所述的制備超細化復相組織碳素鋼的方法，其特征在于，其中淬火組織的加熱方式優(yōu)選為感應加熱。
全文摘要
一種制備超細化復相組織碳素鋼的方法，涉及一種利用馬氏體溫變形制備超細化復相組織碳素鋼。本發(fā)明通過控制碳素鋼的碳含量、淬火前奧氏體狀態(tài)、溫變形工藝參數(shù)，以20－100℃/s的加熱速度將基本為馬氏體的淬火組織加熱到600－650℃的溫度均熱后立即變形，應變速率0.01－10s
文檔編號C21D1/56GK101045953SQ20071009882
公開日2007年10月3日 申請日期2007年4月27日 優(yōu)先權日2007年4月27日
發(fā)明者孫祖慶, 李龍飛, 楊王玥, 譚洪鋒 申請人:北京科技大學