專利名稱：含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火-分配熱處理工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于金屬材料熱處理技術(shù)領(lǐng)域，涉及一種新熱處理工藝-分級淬火-分配 工藝，可用于對工業(yè)生產(chǎn)用含硅、鋁(甚至磷)等含抑制碳化物形成元素的鋼進(jìn)行熱處理。
背景技術(shù)：
淬火和回火工藝是馬氏體鋼的傳統(tǒng)熱處理工藝。淬火形成強(qiáng)度較高的馬氏體，回 火則消除應(yīng)力，自馬氏體內(nèi)析出碳化物以及分解殘余奧氏體。以往的一些工作揭示利用殘 余奧氏體可以增強(qiáng)材料的塑性；在淬火過程中，馬氏體條間的殘余奧氏體會(huì)增碳(碳由馬 氏體條向條間奧氏體分配)；含Si鋼中貝氏體相變時(shí)碳會(huì)向奧氏體擴(kuò)散。但是，一般由于 淬火溫度較低，以及回火時(shí)顯著呈現(xiàn)其他相變，如碳化物析出，對碳由馬氏體向殘余奧氏體 分配以穩(wěn)定奧氏體未給予重視。美國柯州礦院Speer等將高硅、鋁甚至磷的鋼淬火至淬火 開始溫度(Ms)至淬火終了溫度(Mf)間一定溫度，保溫一段時(shí)間，使碳由馬氏體分配至殘余 奧氏體，以穩(wěn)定殘余奧氏體，提高鋼的塑性和韌性，稱為馬氏體型鋼熱處理的新工藝-淬火 與分配工藝(quenching and partitioning process, "Q-P，，工藝)。禾口萍火一回火的傳統(tǒng) 工藝不同，Q-P工藝為穩(wěn)定殘余奧氏體，應(yīng)用鋼中Si、Al (甚至P)等元素以阻礙Fe3C的析 出，使碳自馬氏體分配到奧氏體，奧氏體因富碳，在再次冷卻時(shí)不會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，為高強(qiáng) 度鋼兼具韌性提供新的有效工藝。文獻(xiàn)1(徐祖耀.用于超高強(qiáng)度鋼的淬火-碳分配-回 火(沉淀)(Q-P-T)工藝.熱處理，2008，23 (2) 1-5)和文獻(xiàn)2(徐祖耀.淬火-碳分配-回 火(Q-P-T)工藝淺介.金屬熱處理，2009，16 (34) 1_8)，在Q-P工藝基礎(chǔ)上，提出的新的熱 處理方法淬火-分配-回火工藝。以Q-P-T工藝對超高強(qiáng)度鋼進(jìn)行處理，取得了初步的成 效。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是利用含硅、鋁，甚至磷等抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火分配 工藝，保證工件或鋼材硬度、強(qiáng)度、耐磨性的同時(shí)，大幅度提高鋼的韌性及強(qiáng)韌性配合，從而 達(dá)到大大提高其使用壽命，擴(kuò)大其應(yīng)用范圍的目的。本發(fā)明提出的含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火_分配熱處理工藝，其特征在 于，將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度；然后依次進(jìn)行N次淬火-分配，N為
大于等于2的自然數(shù)；淬火溫度分別為QTUQT2......QTN,其滿足Ms > QTl > QT2 > · · · QTN
> Mf,Ms為淬火開始溫度，Mf為淬火終了溫度，分配溫度分別為PT1、PT2......ΡΤΝ，分配溫
度范圍滿足Mf+30°C MS+20(TC，分配時(shí)間小于完全分配時(shí)間；所述每一次淬火，部分奧氏 體形成馬氏體，緊隨淬火的每一次分配，碳從形成的馬氏體向附近的未轉(zhuǎn)變奧氏體分配，使 得被分配碳的奧氏體碳含量大于原始的奧氏體；經(jīng)過N次淬火-分配后，含抑制碳化物形成 元素鋼微觀組織結(jié)構(gòu)為以低碳馬氏體為主，細(xì)小塊狀的高碳馬氏體為增強(qiáng)相，大量分布合 理的殘余奧氏體為增韌相。含抑制碳化物形成元素鋼的二級淬火-分配熱處理工藝，其特征在于，含有以下步驟1)將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度A。3 A。3+100°C，等溫3 60min ；2)進(jìn)行第一次淬火，第一次淬火溫度QTl為Mf+80°C MS_5°C，保溫時(shí)間為2 60s，形成一次馬氏體；3)進(jìn)行第一次分配，第一次分配溫度PTl為QTl MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s，使碳從一次馬氏體向邊緣的殘余奧氏體分配，使得邊緣奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；4)進(jìn)行第二次淬火，第二次淬火溫度QT2為Mf+30°C MS-80°C，保溫時(shí)間為2 60s，部分殘余奧氏體形成二次馬氏體；5)進(jìn)行第二次分配，第二次分配溫度PT2為QT2 MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s，使碳從馬氏體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體分配，使得該部分奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；6)將第5步形成的產(chǎn)物置于水中淬火至室溫，得到鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)以低碳馬氏 體為主，細(xì)小塊狀的高碳馬氏體為增強(qiáng)相，大量分布合理的殘余奧氏體為增韌相。上述將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度，是在電爐中進(jìn)行，淬火和 分配步驟是在鹽浴爐中進(jìn)行。含抑制碳化物形成元素鋼的三級淬火-分配熱處理工藝，其特征在于，含有以下 步驟1)將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度A。3 A。3+100°C，等溫3 60min ；2)進(jìn)行第一次淬火，第一次淬火溫度QTl為Mf+80°C MS_5°C，保溫時(shí)間為2 60s，形成一次馬氏體；3)進(jìn)行第一次分配，第一次分配溫度PTl為QTl MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s，使碳從一次馬氏體向邊緣的殘余奧氏體分配，使得邊緣奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；4)進(jìn)行第二次淬火，第二次淬火溫度QT2為Mf+50°C MS-30°C，保溫時(shí)間為2 60s，部分殘余奧氏體形成二次馬氏體；5)進(jìn)行第二次分配，第二次分配溫度PT2為QT2 MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s，使碳從馬氏體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體分配，使得該部分奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；6)進(jìn)行第三次淬火，第三次淬火溫度QT3為Mf+30°C MS-80°C，保溫時(shí)間為2 60s，部分殘余奧氏體形成三次馬氏體；7)進(jìn)行第三次分配，第三次分配溫度PT2為QT3 MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s，使碳從馬氏體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體分配，使得該部分奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；8)將第7步形成的產(chǎn)物至于水中淬火至室溫，得到的鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)以低碳馬 氏體為主，細(xì)小塊狀的高碳馬氏體為增強(qiáng)相，大量分布合理的殘余奧氏體為增韌相。上述將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度，是在電爐中進(jìn)行，淬火和 分配步驟是在鹽浴爐中進(jìn)行。本發(fā)明以淬火-分配工藝的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)機(jī)理以及馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)為依據(jù)， 利用逐級的淬火_分配工藝(逐次降低淬火溫度)，使得處理后的鋼微觀組織中存在更多 分布合理的穩(wěn)定的殘余奧氏體，出現(xiàn)大量小塊、分散的高碳馬氏體；細(xì)化馬氏體和奧氏體組 織；進(jìn)行更為充分的碳擴(kuò)散，特別對于殘余奧氏體組織較大的中、高碳鋼。從而，使鋼獲得更優(yōu)的強(qiáng)度和韌性的綜合性能。


圖1是鋼經(jīng)二級淬火_分配處理示意圖；圖2是35SiMn鋼經(jīng)二級淬火-分配處理示意圖；圖3是經(jīng)分級Q-P處理后的35SiMn組織形貌SEM (a)和TEM圖像(b)；圖4是經(jīng)分級Q-P處理后35SiMn鋼塊狀組織中的馬氏體和殘余奧氏體；圖5是經(jīng)分級Q-P處理后35SiMn鋼塊狀組織中的孿晶馬氏體；圖6是經(jīng)分級Q-P處理后35SiMn鋼中的馬氏體和條狀殘余奧氏體；圖7是35SiMn鋼經(jīng)二級淬火-分配處理示意圖；圖8是淬火溫度和分配溫度相同時(shí)，二級淬火_分配處理示意圖；圖9是淬火溫度和分配溫度相同時(shí)，三級淬火_分配處理示意圖。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明是將鋼加熱到奧氏體化溫度；淬火至Ms至Mf點(diǎn)之間某一溫度QT1，稱為 一次淬火溫度，生成一定含量的淬火馬氏體，淬火溫度與馬氏體生成量之間的關(guān)系可由 Koistinen-Marburger公式計(jì)算；試樣在一次淬火溫度QTl或?qū)囟壬聊骋桓邷囟缺?溫，進(jìn)行碳的分配，這一溫度稱為一次分配溫度PTl，在一次分配時(shí)間內(nèi)，馬氏體中的碳迅速 分配至奧氏體的邊緣位置，而不至擴(kuò)散至奧氏體中心位置，分配時(shí)間的長短可根據(jù)馬氏體 的寬度和欲獲得的殘余奧氏體的尺寸，由分配動(dòng)力學(xué)公式獲得；然后，將鋼淬火至一較低溫 度QT2 (其中MS > QTl > QT2 > Mf)，再將溫度升至某一更高溫度保溫，進(jìn)行碳的第二次分 配，稱為PT2，由于第一次淬火分配后，奧氏體顆粒邊緣富碳而中心位置貧碳，在第二次淬火 的過程中，邊緣的富碳奧氏體將趨于穩(wěn)定，而馬氏體轉(zhuǎn)變更易發(fā)生在奧氏體中心位置的貧 碳區(qū)，這樣可以使軟相的殘余奧氏體將硬相的馬氏體分隔開，從而獲得更優(yōu)的力學(xué)性能；最 后，將鋼從PT2淬至室溫，獲得最終的組織。二級淬火-分配的示意圖如圖1所示。在更低 溫度QT3...(其中，Ms > QTl > QT2 > QT3. . . > Mf)和PT3...進(jìn)行多級淬火和分配的工 藝，稱為多級的淬火-分配工藝。每次分配的時(shí)間內(nèi)，碳元素都是發(fā)生不完全分配，即在分 配時(shí)間內(nèi)碳并不能實(shí)現(xiàn)在奧氏體中均勻分布。如圖1，其中，QTU QT2分別為第一、二次淬火溫度(QTl > QT2)，PTU PT2分別為 第一、二次分配溫度，A為奧氏體，M1、M2分別為一次馬氏體和二次馬氏體。本發(fā)明并非對淬火-分配工藝進(jìn)行簡單重復(fù)操作，而是以淬火_分配工藝的熱力 學(xué)和動(dòng)力學(xué)機(jī)理以及馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)為依據(jù)，利用逐級的淬火_分配工藝(逐次降低淬 火溫度)，使得處理后的鋼微觀組織中存在更多分布合理的穩(wěn)定的殘余奧氏體，出現(xiàn)大量小 塊、分散的高碳馬氏體；細(xì)化馬氏體和奧氏體組織；進(jìn)行更為充分的碳擴(kuò)散，特別對于殘余 奧氏體組織較大的中、高碳鋼。從而，使鋼獲得更優(yōu)的強(qiáng)度和韌性的綜合性能。根據(jù)本發(fā)明的工藝特征，設(shè)定本工藝的具體參數(shù)范圍如下奧氏體化溫度為A。3 Ac3+100°C，在奧氏體化溫度的等溫時(shí)間為3 60min ；第一次淬火溫度QTl為Mf+80°C MS-5°C，保溫時(shí)間為2 60s ；第二次淬火溫度QT2為Mf+30°C MS-80°C，保溫時(shí)間為2 60s ；分配溫度范圍為Mf+30°C MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s，分配時(shí)的保溫時(shí)間依照分配溫度的不同有較大差異，目的是實(shí)現(xiàn)碳在馬氏體、鐵素體和奧氏體之間的不完全分配。 另外，如果淬火溫度與分配溫度相同時(shí)，其保溫時(shí)間的范圍服從分配溫度的相應(yīng)規(guī)定。這里 的分級淬火_分配不僅僅指這里重點(diǎn)描述的兩級淬火_分配工藝，還指大于兩級的淬火分 配工藝如三級淬火-分配、四級淬火-分配等等...。多級淬火-分配工藝中的淬火溫度及 其相應(yīng)的保溫時(shí)間的適用范圍參照下列的原則淬火溫度在軋至吣之間，溫度逐次降低，保 溫時(shí)間以使工件的內(nèi)外溫度均勻?yàn)橐罁?jù)。實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證本發(fā)明能在保證含硅、鋁甚至磷等抑制碳化物形成元素鋼的強(qiáng)度的同 時(shí)，大幅度提高鋼的伸長率，從而大幅度提高鋼的強(qiáng)塑積。下面用實(shí)施例結(jié)合附圖進(jìn)一步描述本發(fā)明，但本發(fā)明的使用范圍不受這些實(shí)施例 的限制。實(shí)施例1 :35SiMn鋼的二級淬火-分配工藝135SiMn鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為C 0.35 0.4%，Si 1.1 1·4%，Μη 1. 1 1. 4%，Cr 彡 0. 3%, Ni ^ 0. 25%, Cu ^ 0. 3%, Ms 點(diǎn)約為 340°C。按拉伸試樣的國 標(biāo)要求，將鑄錠、鍛造后的35SiMn鋼坯加工成有效直徑為5mm的圓棒樣品，每種工藝選取5 個(gè)樣品。二級淬火-分配工藝的重要參數(shù)為淬火溫度的選取，用Koistinen-Marburger公 式計(jì)算得到淬火至315°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占30% ；淬火至220°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占 70%。設(shè)定分配溫度為380°C，根據(jù)碳在奧氏體中的分配動(dòng)力學(xué)公式，計(jì)算得到在此溫度下 分配35s時(shí)，碳可分配至奧氏體內(nèi)部達(dá)0.2μπι的厚度，使得靠近馬氏體一端的奧氏體碳濃 度為2%，靠近奧氏體中心位置的碳含量依然為0.4%。從而，靠近馬氏體的奧氏體因?yàn)楦?碳，在接下來的淬火過程中穩(wěn)定，而不再轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，中心部位的奧氏體含碳量高于原始 奧氏體，在接下來的淬火過程中將轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛嫉鸟R氏體。確定了淬火溫度、分配溫度和分配時(shí)間等參數(shù)后，35SiMn鋼的二級淬火-分配工 藝即可確定，如圖2所示。將樣品放置于加熱至920°C的電爐中，保溫12min，完全奧氏體 化；然后置于315°C的鹽浴爐中，保溫10s，使鋼均勻淬火至315°C;然后將樣品置于380°C的 鹽浴爐中，保溫35s，使碳從一次馬氏體向奧氏體分配；然后將鋼淬火至220°C的鹽浴中，保 溫IOs ；然后將鋼置于380°C的鹽浴爐中，保溫35s，使碳從二次馬氏體向?yàn)檗D(zhuǎn)變的奧氏體分 配；最后，置于水中淬火至室溫。為與已有工藝進(jìn)行對比，同時(shí)還分別取5個(gè)樣品進(jìn)行了淬火-回火(Q-T) 和淬火-分配(Q-P)處理，工藝參數(shù)分別為900 0C -12min+淬火+270 °C回火和 9000C -12min+315°C -10s+380°C -60s+淬火。對三組樣品的機(jī)械性能進(jìn)行了測試，結(jié)果如 表1所示。與一般的淬火_回火工藝相比，二級淬火_分配工藝保證鋼材具有高強(qiáng)度的同 時(shí)，大幅度的提高了延伸率，使鋼材的強(qiáng)塑積比Q-T樣品提高了 65%。表1經(jīng)淬火-回火、淬火-分配和二級淬火-分配處理后，35SiMn鋼的強(qiáng)度、塑性和強(qiáng)塑積工藝抗拉強(qiáng)度(MPa)延伸率(0/。)強(qiáng)塑積(MPa*%)絕對值相對值絕對值相對值淬火-回火1892士128.3士1.5115697±27811淬火-分配1583±612.8±1.41.5420262±22301.33二級淬火-分配1513土917.1 土 1.02.0625867士16651.65根據(jù)X射線檢測結(jié)果，分級Q-P樣品的殘余奧氏體的含量達(dá)12%，高于Q-P樣品 的7. 88%，這是Q-P樣品延伸率高的重要原因。對淬火-回火鋼、淬火-分配鋼和二級淬 火-分配鋼的樣品分別進(jìn)行掃描電鏡(SEM)和透射電鏡(TEM)檢測，發(fā)現(xiàn)與淬火-回火鋼、 淬火_分配鋼不同，二級淬火_分配鋼的主要組織為板條狀馬氏體中夾雜一些塊狀組織，如 圖3所示。對圖3中標(biāo)識的塊狀組織進(jìn)行了分析，結(jié)果如圖4所示，這些塊狀組織的主要成 分為馬氏體和殘余奧氏體，尺寸在1-3 μ m之間，塊體中央為硬相馬氏體，邊緣包裹一層軟 相殘余奧氏體，這與我們組織設(shè)計(jì)的初衷吻合。另外，這些塊狀組織中出現(xiàn)了大量的孿晶馬 氏體，如圖5所示。這可能是由于，在一次碳分配過程中，未轉(zhuǎn)變的奧氏體獲得了周圍馬氏 體中分配過來的碳而富碳，使其在二次淬火的過程中因富碳轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛嫉膶\晶馬氏體。二 級淬火-分配鋼中還出現(xiàn)了一些條狀的殘余奧氏體，這些殘余奧氏體被馬氏體分隔為一些 斷續(xù)的長條，如圖6所示?？梢?，分級Q-P處理使得35SiMn鋼具有了一些特殊的組織特征低碳的馬氏體板 條中夾雜著小塊狀的高碳孿晶馬氏體，增強(qiáng)了組織的強(qiáng)度；殘余奧氏體的含量達(dá)到12%， 分布在高碳馬氏體的邊緣，將高碳馬氏體包圍，或成薄片狀分布在低碳的板條馬氏體之間， 或成條狀分布于馬氏體之間，保證了鋼材的塑性。從而，使鋼材的強(qiáng)塑性遠(yuǎn)高于普通的淬火 回火鋼，也高于Q-P鋼。實(shí)施例2 :35SiMn鋼的二級淬火-分配工藝2用Koistinen-Marburger公式計(jì)算得到淬火至315°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占30%; 淬火至250°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占50%。設(shè)定分配溫度為380°C，分配時(shí)間35s。選取35SiMn鋼樣品5個(gè)，二級淬火-分配工藝的示意圖如圖7所示。將樣品放 置于加熱至920°C的電爐中，保溫12min，完全奧氏體化；然后置于315°C的鹽浴爐中，保溫 10s，使鋼均勻淬火至315°C ；然后將樣品置于380°C的鹽浴爐中，保溫35s，使碳從一次馬氏 體向奧氏體分配；然后將鋼淬火至250°C的鹽浴中，保溫IOs ；然后將鋼置于380°C的鹽浴爐 中，保溫35s，使碳從二次馬氏體向?yàn)檗D(zhuǎn)變的奧氏體分配；最后，置于水中淬火至室溫。測得其抗拉強(qiáng)度和強(qiáng)塑積分別為13. 87%和20852MPa · %，均高于Q-P鋼，更高于 Q-T 鋼。實(shí)施例3 :35SiMn鋼的二級淬火-分配工藝，其中淬火溫度等于分配溫度用Koistinen-Marburger公式計(jì)算得到淬火至320°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占25%; 淬火至200°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占80%。設(shè)定一次分配溫度為320°C，二次分配溫度為 200°C，根據(jù)碳在奧氏體中的分配動(dòng)力學(xué)公式，計(jì)算得到在一次和二次分配溫度下分別保溫 190s和10000s時(shí)，可實(shí)現(xiàn)以高強(qiáng)高韌的板條狀低碳馬氏體為主，以分散的小塊高碳馬氏體 為增強(qiáng)相，以分布合理的適量殘余奧氏體為增韌相的最終組織調(diào)控目標(biāo)。選取35SiMn鋼樣品5個(gè)，二級淬火-分配工藝的示意圖如圖8所示。將樣品放置于加熱至920°C的電爐中，保溫12min，完全奧氏體化；然后置于320°C的鹽浴爐中，保溫 190s，使碳從一次馬氏體向奧氏體分配；然后將鋼淬火至200°C的鹽浴中，保溫10000s，使 碳從二次馬氏體向?yàn)檗D(zhuǎn)變的奧氏體分配；最后，置于水中淬火至室溫。此熱處理工藝的特點(diǎn) 是淬火溫度和分配溫度相等，分配過程是在淬火溫度下進(jìn)行的。實(shí)施例4 :35SiMn鋼的三級淬火-分配工藝，其中淬火溫度等于分配溫度用Koistinen-Marburger公式計(jì)算得到淬火至320°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占25%; 淬火至250°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占50% ；淬火至200°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量占80%。設(shè)定一 次分配溫度為320°C，二次分配溫度為250°C，三次分配溫度為250°C，根據(jù)碳在奧氏體中的 分配動(dòng)力學(xué)公式，計(jì)算得到在一次、二次和三次分配溫度下分別保溫190s、3600s和10000s 時(shí)，可實(shí)現(xiàn)以高強(qiáng)高韌的板條狀低碳馬氏體為主，以分散的小塊高碳馬氏體為增強(qiáng)相，以分 布合理的適量殘余奧氏體為增韌相的最終組織調(diào)控目標(biāo)。選取35SiMn鋼樣品5個(gè)，三級淬火-分配工藝如圖9所示。將樣品放置于加熱至 920°C的電爐中，保溫12min，完全奧氏體化；然后置于320°C的鹽浴爐中，保溫190s，使碳從 一次馬氏體向奧氏體分配；然后將鋼淬火至250°C的鹽浴中，保溫3600s，使碳從馬氏體向 為轉(zhuǎn)變的奧氏體分配；然后將鋼淬火至200°C的鹽浴中，保溫10000s，使碳從馬氏體向?yàn)檗D(zhuǎn) 變的奧氏體分配；最后，置于水中淬火至室溫。實(shí)施例5 0. 19C-1. 6IMn-O. 35S-1. IAl鋼的二級淬火-分配工藝0. 19C-1. 6IMn-O. 35S-1. IAl鋼是一種傳統(tǒng)形變誘導(dǎo)塑性(TRIP)鋼，所含鋁元素 可在碳分配過程中抑制碳化物的形成，Ms點(diǎn)約為260°C。用Koistinen-Marburger公式計(jì)算得知，淬火至225 °C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量約 30%;淬火至125°C時(shí)，馬氏體的轉(zhuǎn)變量約占70%。設(shè)定一次分配溫度和二次分配溫度皆為 380°C，根據(jù)碳在奧氏體中的分配動(dòng)力學(xué)公式，計(jì)算得到在一次和二次分配溫度下分別保溫 30s時(shí)，可實(shí)現(xiàn)生碳的不完全分配，實(shí)現(xiàn)最終組織調(diào)控目標(biāo)。選取0. 19C-1. 6IMn-O. 35S-1. IAl鋼樣品5個(gè)，將樣品放置于加熱至900°C的電 爐中，保溫12min，完全奧氏體化；然后置于225°C的鹽浴爐中，保溫10s，使鋼均勻淬火至 225°C，此時(shí)形成的一次馬氏體占總體積的30% ；然后將樣品置于380°C的鹽浴爐中，保溫 30s，使碳從一次馬氏體向奧氏體分配；然后將鋼淬火至125°C的鹽浴中，形成40%的二次 馬氏體，此時(shí)馬氏體的總量為70% ；然后將鋼置于380°C的鹽浴爐中，保溫30s，使碳從馬氏 體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體分配；最后，置于水中淬火至室溫。熱處理后的樣品進(jìn)行了 χ-射線和 TEM檢測，發(fā)現(xiàn)組織中有大量殘余奧氏體，幾乎沒有發(fā)現(xiàn)碳化物。事實(shí)上，硅、鋁，甚至磷等元素皆可在淬火及碳分配的過程中抑制碳化物的形成， 使得含有這些元素的鋼經(jīng)過分級淬火_分配后，獲得大量的殘余奧氏體和高碳馬氏體，從 而大幅度的提高綜合力學(xué)性能。
權(quán)利要求
1.含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火_分配熱處理工藝，其特征在于，將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度；然后依次進(jìn)行N次淬火-分配，N為大于等于2的自然數(shù)；淬火溫度分別為QTUQT2......QTN,其滿足Ms > QTl > QT2 > · · · QTN> Mf,Ms為淬火開始溫度，Mf為淬火終了溫度，分配溫度分別為PT1、PT2......ΡΤΝ，分配溫度范圍滿足Mf+30°C MS+20(TC，分配時(shí)間小于完全分配時(shí)間；所述每一次淬火，部分奧氏 體形成馬氏體，緊隨淬火的每一次分配，碳從形成的馬氏體向附近的未轉(zhuǎn)變奧氏體分配，使 得被分配碳的奧氏體碳含量大于原始的奧氏體；經(jīng)過N次淬火一分配后，含抑制碳化物形 成元素鋼微觀組織結(jié)構(gòu)為以低碳馬氏體為主，細(xì)小塊狀的高碳馬氏體為增強(qiáng)相，大量分布 合理的殘余奧氏體為增韌相。
2.如權(quán)利要求1所述的含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火_分配熱處理工藝，其特 征在于，含有以下步驟1)將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度Ae3 A。3+100°C，等溫3 60min；2)進(jìn)行第一次淬火，第一次淬火溫度QTl為Mf+80°C MS-5°C，保溫時(shí)間為2 60s，形 成一次馬氏體；3)進(jìn)行第一次分配，第一次分配溫度PTl為QTl MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s， 使碳從一次馬氏體向邊緣的殘余奧氏體分配，使得邊緣奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；4)進(jìn)行第二次淬火，第二次淬火溫度QT2為Mf+30°C MS-80°C，保溫時(shí)間為2 60s， 部分殘余奧氏體形成二次馬氏體；5)進(jìn)行第二次分配，第二次分配溫度PT2為QT2 MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s， 使碳從馬氏體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體分配，使得該部分奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；6)將第5步形成的產(chǎn)物置于水中淬火至室溫，得到鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)以低碳馬氏體為 主，細(xì)小塊狀的高碳馬氏體為增強(qiáng)相，大量分布合理的殘余奧氏體為增韌相。
3.如權(quán)利要求2所述的含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火-分配熱處理工藝，其特 征在于將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度，是在電爐中進(jìn)行，淬火和分配步 驟是在鹽浴爐中進(jìn)行。
4.如權(quán)利要求1所述的含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火_分配熱處理工藝，其特 征在于，含有以下步驟1)將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度Ae3 A。3+100°C，等溫3 60min；2)進(jìn)行第一次淬火，第一次淬火溫度QTl為Mf+80°C MS-5°C，保溫時(shí)間為2 60s，形 成一次馬氏體；3)進(jìn)行第一次分配，第一次分配溫度PTl為QTl MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s， 使碳從一次馬氏體向邊緣的殘余奧氏體分配，使得邊緣奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；4)進(jìn)行第二次淬火，第二次淬火溫度QT2為Mf+50°C MS-30°C，保溫時(shí)間為2 60s， 部分殘余奧氏體形成二次馬氏體；5)進(jìn)行第二次分配，第二次分配溫度PT2為QT2 MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s， 使碳從馬氏體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體分配，使得該部分奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；6)進(jìn)行第三次淬火，第三次淬火溫度QT3為Mf+30°C MS-80°C，保溫時(shí)間為2 60s， 部分殘余奧氏體形成三次馬氏體；7)進(jìn)行第三次分配，第三次分配溫度PT2為QT3 MS+200°C，保溫時(shí)間為1 30000s，使碳從馬氏體向未轉(zhuǎn)變的奧氏體分配，使得該部分奧氏體獲得穩(wěn)定結(jié)構(gòu)；8)將第7步形成的產(chǎn)物至于水中淬火至室溫，得到的鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)以低碳馬氏體 為主，細(xì)小塊狀的高碳馬氏體為增強(qiáng)相，大量分布合理的殘余奧氏體為增韌相。
5.如權(quán)利要求4所述的含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火-分配熱處理工藝，其特 征在于將含抑制碳化物形成元素鋼加熱到奧氏體化溫度，是在電爐中進(jìn)行，淬火和分配步 驟是在鹽浴爐中進(jìn)行。
全文摘要
含抑制碳化物形成元素鋼的分級淬火-分配熱處理工藝屬于金屬材料熱處理技術(shù)領(lǐng)域。其特征在于，將含鋼加熱到奧氏體化溫度；然后依次進(jìn)行N次淬火-分配；每一次淬火，部分奧氏體形成馬氏體，緊隨淬火的每一次分配，碳從形成的馬氏體向附近的未轉(zhuǎn)變奧氏體分配，使得被分配碳的奧氏體碳含量大于原始的奧氏體。本發(fā)明以淬火-分配工藝的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)機(jī)理以及馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)為依據(jù)，利用逐級的淬火-分配工藝，使得處理后的鋼微觀組織中存在更多分布合理的穩(wěn)定的殘余奧氏體，出現(xiàn)大量小塊、分散的高碳馬氏體；細(xì)化馬氏體和奧氏體組織；進(jìn)行更為充分的碳擴(kuò)散，特別對于殘余奧氏體組織較大的中、高碳鋼。從而使鋼獲得更優(yōu)的強(qiáng)度和韌性。
文檔編號C21D1/19GK102002558SQ20101056986
公開日2011年4月6日 申請日期2010年11月26日 優(yōu)先權(quán)日2010年11月26日
發(fā)明者周惠華, 朱躍峰, 王鳳英 申請人:清華大學(xué)