本發(fā)明屬于材料技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種加速鋼中貝氏體相變的方法。
背景技術(shù)：
鋼中添加si元素可有效抑制貝氏體轉(zhuǎn)變過程中奧氏體中滲碳體的析出，從而獲得條狀貝氏體型鐵素體與薄膜狀或塊狀的殘余奧氏體組織，這種組織叫做無碳化物貝氏體組織。與傳統(tǒng)貝氏體和馬氏體組織相比，無碳化物貝氏體可以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度與高塑性的配合。而無碳化物貝氏體相變受控于碳在貝氏體/奧氏體相界面的擴(kuò)散速度，貝氏體形成速率較慢，中高碳鋼實(shí)現(xiàn)無碳化物貝氏體組織往往需要較長的等溫轉(zhuǎn)變時(shí)間，其較長的制備工藝周期造成經(jīng)濟(jì)成本增加及應(yīng)用推廣限制等。因此，國內(nèi)外學(xué)者針對(duì)加速無碳化物貝氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)行了大量的研究，目前加速貝氏體鋼相變的手段可歸納為四個(gè)方面：(1)優(yōu)化成分設(shè)計(jì)，增大自由能差(γ→α)，獲得更大的相變驅(qū)動(dòng)力，如添加co和al等元素；(2)應(yīng)用應(yīng)力、應(yīng)變誘導(dǎo)相變，通過增加貝氏體相變形核率，開發(fā)了預(yù)變形、外加應(yīng)力場等工藝；(3)分級(jí)等溫加速貝氏體相變，通過先轉(zhuǎn)變貝氏體或馬氏體引發(fā)奧氏體塑性協(xié)調(diào)，增加位錯(cuò)密度，從而激發(fā)低溫貝氏體的相變，如馬氏體預(yù)相變工藝；(4)細(xì)化原奧氏體晶粒加速貝氏體相變，晶粒細(xì)化，晶界增多，可為貝氏體相變提供較多的形核位置，從而加速貝氏體相變。同時(shí)也有文獻(xiàn)指出，粗大晶粒雖然提供較少的形核位置，但是粗化原奧晶粒有利于貝氏體束的長大。這些工藝方法，不僅加速貝氏體相變的效果不明顯，同時(shí)，或者造成鋼的成本大幅度增加，或者使鋼的制造工藝復(fù)雜化。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的在于提供一種能夠大幅度縮短鋼的貝氏體相變?cè)杏诤娃D(zhuǎn)變時(shí)間、并且明顯細(xì)化貝氏體組織的利用原位析出納米aln共格異質(zhì)形核加速鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變的方法。本發(fā)明主要是通過在鋼中加入微量的al和n，在鋼的熱變形和熱處理過程中，使al和n以aln化合物形式原位析出，在奧氏體中形成少量的納米aln顆粒，鋼在貝氏體相變溫度相變時(shí)納米aln顆粒作為異質(zhì)相，使貝氏體相中的先析出貝氏體鐵素體相在納米aln顆粒上共格形核，誘發(fā)和催化貝氏體相變。
本發(fā)明的方法如下：
(1)在碳含量為0.4-1.2wt％、硅含量為1.5-2.8wt％、并含有mncrnimo合金鋼中，加入0.1-0.2wt％的al、100-200ppm的n；
(2)利用電爐冶煉鋼水鑄成鋼錠，將鋼錠加熱到1200-1250℃保溫2-5h，然后對(duì)鋼錠進(jìn)行軋制或者鍛造熱變形，終變形溫度大于等于900℃，變形比5-8，變形量均分5-8次變形完成，在鋼中原位析出尺寸為20-100nm、體積分?jǐn)?shù)0.1-0.2vol.％的均勻分布的aln顆粒；
(3)將經(jīng)過熱成形后的鋼坯加熱到850-950℃，保溫1-3h進(jìn)行奧氏體化處理，然后以大于1℃/s的冷卻速度冷卻到200-350℃等溫0.5-5h，完成貝氏體相變后空冷到室溫；再加熱到250-350℃保溫1-2h后空冷，得到厚度為30-100nm的貝氏體板條。
本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比具有如下優(yōu)點(diǎn)：
貝氏體相變時(shí)間縮短1-10倍；貝氏體鐵素體板條和殘余奧氏體薄膜更加細(xì)小；這種貝氏體鋼具有更加優(yōu)異的焊接性能。
說明書附圖
圖1是本發(fā)明實(shí)施例1中有、無aln情況下貝氏體鋼在350℃等溫相變動(dòng)力學(xué)曲線圖。
具體實(shí)施方式：
實(shí)施例1
一種fe-0.42c-1.5si-1.8mn-1.0cr-0.3mo-0.2ni-0.1al-0.01n鋼，其余為少量的p和s等雜質(zhì)，利用電爐冶煉鋼水后，將鋼水鑄成鋼錠，將鋼錠加熱到1200℃保溫5h，然后對(duì)鋼錠進(jìn)行軋制熱變形，終變形溫度900℃，變形比8，變形量均分8次變形完成，在鋼中原位析出尺寸為20-100nm、體積分?jǐn)?shù)0.1vol.％的均勻分布的aln顆粒；將經(jīng)過熱成形后的鋼坯加熱到950℃，保溫2h進(jìn)行奧氏體化處理，然后以0.5℃/s的冷卻速度冷卻到350℃等溫0.5h后空冷到室溫；再加熱到350℃保溫1h后空冷。以上成分和處理工藝獲得貝氏體鋼的相變時(shí)間0.5h，平均貝氏體板條厚度為95nm左右。
圖1所示，在有aln和無aln兩種情況下，以上成分貝氏體鋼在350℃等溫貝氏體相變動(dòng)力學(xué)曲線圖，可以看出在無aln情況下相變時(shí)間為1.3h，有aln情況下相變時(shí)間大幅度縮短至0.5h。
實(shí)施例2
一種fe-0.70c-2.6si-0.70mn-0.41cr-0.15al-0.013n鋼，其余為少量的p和s等雜質(zhì)，利用電爐冶煉鋼水后，將鋼水鑄成鋼錠，將鋼錠加熱到1230℃保溫3h，然后對(duì)鋼錠進(jìn)行軋制熱變形，終變形溫度920℃，變形比6，變形量均分6次變形完成，在鋼中原位析出尺寸為20-100nm、體積分?jǐn)?shù)0.12vol.％的均勻分布的aln顆粒；將經(jīng)過熱成形后的鋼坯加熱到900℃，保溫1h進(jìn)行奧氏體化處理，然后以0.7℃/s的冷卻速度冷卻到350℃等溫1h后空冷到室溫；再加熱到320℃保溫2h后空冷。以上成分和處理工藝獲得貝氏體鋼的相變時(shí)間1h，平均貝氏體板條厚度為60nm左右。
實(shí)施例3
一種fe-1.0c-2.0si-0.21mn-1.51cr-0.20al-0.020n鋼，其余為少量的p和s等雜質(zhì)，利用電爐冶煉鋼水后，將鋼水鑄成鋼錠，將鋼錠加熱到1250℃保溫2h，然后對(duì)鋼錠進(jìn)行軋制熱變形，終變形溫度910℃，變形比6，變形量均分5次變形完成，在鋼中原位析出尺寸為20-100nm、體積分?jǐn)?shù)0.20vol.％的均勻分布的aln顆粒；將經(jīng)過熱成形后的鋼坯加熱到860℃，保溫3h進(jìn)行奧氏體化處理，然后以0.2℃/s的冷卻速度冷卻到230℃等溫4h后空冷到室溫；再加熱到250℃保溫2h后空冷。以上成分和處理工藝獲得貝氏體鋼的相變時(shí)間4h，平均貝氏體板條厚度為50nm左右。
實(shí)施例4
一種fe-1.2c-2.0si-1.51mn-1.20cr-0.4mo-0.18al-0.018n鋼，其余為少量的p和s等雜質(zhì)，利用電爐冶煉鋼水后，將鋼水鑄成鋼錠，將鋼錠加熱到1250℃保溫3h，然后對(duì)鋼錠進(jìn)行軋制熱變形，終變形溫度900℃，變形比5，變形量均分5次變形完成，在鋼中原位析出尺寸為20-100nm、體積分?jǐn)?shù)0.18vol.％的均勻分布的aln顆粒；將經(jīng)過熱成形后的鋼坯加熱到900℃，保溫3h進(jìn)行奧氏體化處理，然后以0.6℃/s的冷卻速度冷卻到200℃等溫5h后空冷到室溫；再加熱到250℃保溫2h后空冷。以上成分和處理工藝獲得的貝氏體鋼的相變時(shí)間5h，平均貝氏體板條厚度為30nm。