專利名稱：生產(chǎn)具有高楊氏模量和高韌性的鐵基工件的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及生產(chǎn)具有高楊氏模量的鐵基工件及具有高楊氏模量和高韌性的鐵基工件的方法。
有一種公知的，用于提高鐵基工件楊氏模量的方法，該法是將具有高楊氏模量的分散材料，如加強(qiáng)纖維、加強(qiáng)顆粒等與該鐵基工件基體結(jié)合。
但，該公知方法有一些問題該分散材料在基體中聚集，而且在表面性能很差時(shí)，該鐵基工件的韌性則大受損害。
因此，本發(fā)明的目的在于提供生產(chǎn)上述類型工件的方法，其中通過使具有特定成分的鐵基材料經(jīng)受特定的熱處理，可產(chǎn)生特定的金相組織，從而大量生產(chǎn)具有高楊氏模量，具有高韌性，或具有適于實(shí)際應(yīng)用的韌性的鐵基工件。
為達(dá)到上述目的，按照本發(fā)明，提供一種生產(chǎn)具有高楊氏模量的鐵基工件的方法，它包括兩個(gè)步驟，第一步驟是使含有0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及余量Fe和不可避免的雜質(zhì)的鐵基材料經(jīng)受加熱溫度T1的熱處理，Ti的設(shè)定范圍為TS＜T1＜TL，其中TS為該鐵基材料的固相線溫度，TL為其液相線溫度，該材料在設(shè)定為淬火水平的冷卻條件下冷卻；第二步驟是使該鐵基材料在T2的加熱溫度下進(jìn)行熱處理，T2的設(shè)定范圍為Te1＜T2＜Te2，其中Te1為共晶轉(zhuǎn)變開始溫度，Te2為共晶轉(zhuǎn)變終止溫度，而加熱時(shí)間t的設(shè)定范圍為60-180分鐘。
若使具有上述成分的鐵基材料在第一步驟經(jīng)受熱處理，則凝固后的組織轉(zhuǎn)變?yōu)槌醮螣崽幚斫M織。這種初次熱處理組織由含馬氏體的基體、大量塊狀殘余γ相、大量金屬間化合物相等組成。若改變第一階段中的條件，則不能產(chǎn)生這種初次熱處理組織。淬火時(shí)，冷卻速度CR被設(shè)定為高于通常的油冷速度或強(qiáng)致空氣冷卻速度，因此CR≥250℃/分。就這種淬火而言，比如可采用油冷，水冷等。
若使具有該初次熱處理組織的鐵基材料隨后經(jīng)受第二步驟的熱處理，該初次熱處理組織則轉(zhuǎn)變成二次熱處理組織。該二次熱處理組織由，比如含α相的基體、大量的碳化物細(xì)顆粒，大量的塊狀的析出的γ相等組成。細(xì)而短的纖維狀碳化物相，在某些情況下，會(huì)包含在此二次熱處理組織中。
在二次熱處理組織中，這種細(xì)的碳化物顆粒有助于提高Fe基工件的楊氏模量，而折出的γ相有助于提高其韌性。
若在第二步驟中加熱溫度T2＜Te1或加熱時(shí)間t＜60分，則不能獲得細(xì)小碳化物及將其充分分散。另一方面，若在第二步驟中，加熱溫度T2＞Te2或加熱時(shí)間t＞180分，則提前出現(xiàn)過份石墨化因而產(chǎn)生碳化物聚集。
在該Fe基材料成分中的C產(chǎn)生細(xì)的碳化物顆粒，它們有助于提高楊氏模量。為增加所產(chǎn)生的細(xì)碳化物顆粒的數(shù)量，則需加大量的C，因此C含量的下限設(shè)為0.6％(重量)。另一方面，若C含量＞1.9％(重量)，則不僅C含量而且石墨含量均增加，進(jìn)而析出共晶的石墨相。因此該Fe基工件變脆。
Si起著促進(jìn)脫氧和石墨化的作用，而且以固溶態(tài)存在于α相中，從而增強(qiáng)了α相。此外，Si有增加共晶轉(zhuǎn)變開始溫度Te1和共晶轉(zhuǎn)變終止溫度Te2間的差ΔT的作用，即有加大第二步驟中的加熱溫度T2的范圍作用。因此，提高Si含量是合乎要求的，但若提高Si含量，則石墨含量由于C含量較大而提高。因此將Si含量定為Si＜2.2％(重量)，更好是Si≤1.0％(重量)。
Mn有促進(jìn)脫氧、產(chǎn)生碳化物及提高上述溫度差ΔT的作用。作為另一種合金元素的Ni有抑制碳化物生成的作用。因此，為克服Ni的這種作用，從而促進(jìn)碳化物生成，將Mn含量的下限值定為0.9％(重量)。另一方面，若Mn＞1.7％(重量)，則該鐵基工件變脆。
Ni是生產(chǎn)γ相的元素，并具有使少量析出的γ相在室溫下存在，從而將雜質(zhì)限制在該析出的γ相之中，借以提高該Fe基工件韌性的作用。為產(chǎn)生這種作用，則希望將Ni含量定為約1％(重量)。此外，Ni具有明顯的提高溫度差ΔT的作用。但，當(dāng)將Ni含量定為Ni＜0.5％(重量)時(shí)，則得不到上述效果。另一方面，即使將Ni含量定為Ni＞1.5％(重量)，溫差ΔT的增加也不再改變。
此外，根據(jù)本發(fā)明，提供一種生產(chǎn)Fe基工件的方法，其中與液相線溫度TL相關(guān)的加熱溫度T1被定為T1＞TL并在第一步驟進(jìn)行類似于上述的淬火，再進(jìn)行類似于上述的第二步驟；以及提供一種生產(chǎn)Fe基工件的方法，其中與Acm溫度和固相線溫度相關(guān)的第一步驟中的加熱溫度T1被定為TA≤T1≤TS，然后進(jìn)行類似于上述的第二步驟。
正是由于使用這些方法，可產(chǎn)生與上述的二次熱處理組織相似的熱處理組織。
此外，根據(jù)本發(fā)明，提供一種生產(chǎn)具有高楊氏模量和高韌性的Fe基工件的方法，它包括兩個(gè)步驟，第一步驟是使含0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)Ni(％重量)/Mn(％重量)≤1.12及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)的Fe基材料經(jīng)受熱處理，其加熱溫度T1定為T1≥TA，其中TA為該Fe基材料的Acm溫度，該材料在設(shè)定為淬火水平的冷卻條件下冷卻；第二步驟是使所得的該Fe基材料在設(shè)定范圍為TS1≤T2≤TS2的加熱溫度T2下經(jīng)受熱處理，其中，TS1為當(dāng)該Fe基材料基體中的碳固溶量為0.16％(重量)時(shí)的溫度，而TS2為當(dāng)該碳固溶量為0.40％(重量)時(shí)的溫度。
若使具有上述成分的Fe基材料經(jīng)受第一步驟的熱處理，則凝固組織轉(zhuǎn)變?yōu)槌醮螣崽幚斫M織。該初次熱處理組織由含如馬氏體的基體、大量的塊狀殘余γ相等組成。若改變第一步驟的條件，則不能得到上述的初次熱處理組織。淬火時(shí)，將冷卻速度設(shè)定為高于通常的油冷或空氣強(qiáng)制冷卻的水平，因此設(shè)為CR≥250℃/分。就此淬火而言，比如可采用油冷、水冷等。
若在第二步驟使具有此初次熱處理組織的Fe基材料經(jīng)受熱處理，則該初次熱處理組織轉(zhuǎn)變成二次熱處理組織。在第二步驟時(shí)，以固溶態(tài)溶于基體中的碳的量SC被抑制在0.16％(重量)≤SC≤0.40％(重量)的范圍內(nèi)，依據(jù)這點(diǎn)，促進(jìn)了細(xì)粒碳化物析出。因此，該二次熱處理組織由比如含α相的基體、大量的細(xì)碳化物顆粒，大量石墨晶粒，大量塊狀的析出的γ相等組成。第二步驟中的加熱時(shí)間t以30分≤t≤180分為宜。在某些情況下，在該二次熱處理組織中可包含細(xì)的短纖維狀的碳化物相。
在二次熱處理組織中，細(xì)的碳化物顆粒有助于提高Fe基工件的楊氏模量，而析出的γ相有助于提高Fe基工件的韌性。
若第二步驟時(shí)的加熱溫度T2低于TS1則基體中的碳固溶體CS的量較小，而且細(xì)的碳化物顆粒的量也較小。另一方面，若加熱溫度T2高于TS2則碳的固溶量增加，但所析出的細(xì)碳化顆粒量減少。加熱時(shí)間t小于30分相當(dāng)于T2＜TS1的情況，而t＞180分則相當(dāng)于T2＞TS2的情況。
在該Fe基工件的成分中，C產(chǎn)生有助于提高楊氏模量的細(xì)碳化物的顆粒。為提高所產(chǎn)生的細(xì)碳化物的量，則需大量加C，因此，C含量的下限被定為0.6％(重量)。另一方面，若C＞1.9％(重量)，不僅碳化物含量，而且石墨含量都增加，進(jìn)而，析出共晶碳化物和共晶石墨。因此，F(xiàn)e基工件變脆。為提高Fe基工件的楊氏模量和韌性，C含量最好小于1.0％(重量)。
Si起著脫氧和促進(jìn)石墨化的作用，并以固溶態(tài)溶于α相中，從而增強(qiáng)了α相。若Si含量提高，則由于C含量較大的緣故，石墨含量也增加。因此，Si含量被定為Si＜2.2％(重量)，更好是定為Si≤1.0％(重量)。
Mn有脫氧和促進(jìn)產(chǎn)生細(xì)碳化物顆粒及擴(kuò)大α、γ及石墨相共存區(qū)的作用。但，Mn含量小于0.9％(重量)，則產(chǎn)生的碳化物的量減少。另一方面，若Mn＞1.7％(重量)，則Fe基工件變脆。
Ni是產(chǎn)生γ相的元素，而且具有可使少量析出的γ相在室溫下存在，從而將雜質(zhì)限制在該析出的γ相中，借以提高Fe基工件韌性的作用。為提供這種效果，將Ni含量定為約1％(重量)是合乎要求的。此外，Ni具有提高溫度TS1和TS2間的溫度差ΔT的明顯效果。但，若Ni含量小于0.5％(重量)，則得不到這兩種效果。另一方面，即使將Ni含量定為Ni＞1.5％(重量)，則溫度差ΔT的增加也不再改變。
在此情況下，若Ni與Mn的含量比為Ni(％重量)/Mn(％重量)＞1.12％，則Fe基工件中的石墨含量增加，結(jié)果導(dǎo)致楊氏模量下降。
若需要，除上述合金元素外，還可往該Fe基材料中加Al和N。Al和Mn一樣，具有脫氧和擴(kuò)大α、γ和石墨相共存區(qū)的作用，而且是一種產(chǎn)生α相和石墨的元素。Al含量通常的上限值為1.2％(重量)。加入少量的N有擴(kuò)大α、γ和石墨相共存區(qū)的作用。但，若N不是以固溶態(tài)完全溶于基體中，它使空穴得以產(chǎn)生，結(jié)果導(dǎo)致該工件機(jī)械性能下降，而且變成石墨的核，從而使石墨含量增加。因此，N含量的上限值被定為0.45％(重量)。
本發(fā)明另一目的在于提供一種生產(chǎn)上類型Fe基工件的方法，其中可通過使具有特定成分的Fe基材料經(jīng)受特定的熱處理，從而大量產(chǎn)生具有高楊氏模量和高韌性的Fe基工件；該工件具有優(yōu)良的冷加工性能，此外還具有不受損害的機(jī)械性能。
為達(dá)到上述目的，根據(jù)本發(fā)明，提供一種生產(chǎn)具有高楊氏模量和高韌性的Fe基工件的方法，它包括兩個(gè)步驟，第一步驟是制備含
0.6％(重量)≤C≤1.0％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)，且Ni(％重量)/Mn(％重量)≤1.120.3％(重量)≤AE≤1.5％(重量)及余量的Fe和不可避免雜質(zhì)的Fe基材料，其中AE是至少一種選自Ti、V、Nb、W和Mo的元素；然后使該Fe基材料在設(shè)定為T1≥TA3的加熱溫度T1下經(jīng)受熱處理，其中TA3是該Fe基材料的A3溫度，該材料在設(shè)定為淬火水平的條件下冷卻；第二步驟是使所得的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T2的熱處理，T2的設(shè)定范圍為TS1≤T2≤TS2，其中TS1是當(dāng)Fe基材料基體中的固溶態(tài)的C量為0.16％(重量)時(shí)的溫度，而TS2是固溶態(tài)的C量為0.40％(重量)時(shí)的溫度。
若具有上述成分的Fe基材料在第一步驟經(jīng)受熱處理，則凝固后的組織轉(zhuǎn)變?yōu)槌醮螣崽幚斫M織。該初次熱處理組織由含，比如馬氏體的基體，大量的塊狀殘余γ相等組成。若改變第一步驟的此條件，則不能生成上述的初次熱處理組織。在淬火時(shí)，冷卻速度CR被設(shè)定得高于常用的油冷或強(qiáng)制風(fēng)冷的水平，因此定為CR≥250℃/分。就此淬火而言，比如可采用油冷、水冷等。
然后若使具有該初次熱處理組織的Fe基材料經(jīng)受第二步驟的熱處理，則該初次熱處理組織轉(zhuǎn)變?yōu)槎螣崽幚斫M織。在第二步驟，以固溶態(tài)溶于基體中C的SC量被抑制在0.16％(重量)≤SC≤0.40％的范圍內(nèi)，而且有據(jù)于此，促進(jìn)了細(xì)粒狀碳化物的析出，借以與合金元素AE的作用協(xié)同將基體轉(zhuǎn)變?yōu)閬喒簿ЫM織。因此，第二熱處理組織由大量細(xì)碳化物顆粒、大量石墨晶粒、大量塊狀的析出的γ相等組成，它們是分散在亞共晶組織的基體中的。第二步驟的加熱時(shí)間t的適宜范圍為30分≤t≤180分。在某些情況下，該第二熱處理組織中可包含細(xì)短纖維狀的碳化物相。
在二次熱處理組織中，細(xì)的碳化物顆粒有助于提高Fe基工件的楊氏模量，而析出的γ相有助于提高其韌性。若在基體為過共晶組織時(shí)進(jìn)行焊接，則產(chǎn)生網(wǎng)狀碳化物相，結(jié)果使機(jī)械性能變差。但，如上所述，將基體變成亞共晶組織則可避免這類缺點(diǎn)。
在第二步驟若加熱溫度T2低于TS1，則析出的細(xì)碳化物顆粒的量較少。另一方面，若加熱溫度T2高于TS2，則固溶態(tài)的C的CS量增加，但析出的細(xì)碳化物顆粒的量下降。加熱時(shí)間t少于30分則與T2＜TS1的情況相當(dāng)，而T＞180分則與T2＞TS2的情況相當(dāng)。
該Fe基材料中的C產(chǎn)生有助于提高楊氏模的細(xì)碳化物顆粒。為提高細(xì)碳化物的數(shù)量，則需大量加C，因此將C的含量下限定為0.6％(重量)。另一方面，若C＞1.0％(重量)，則碳化物含量過大，因而使Fe基工件變脆。
Si起著脫氧及促進(jìn)石墨化的作用，而且它以固溶態(tài)溶于α相中，從而增強(qiáng)了α相。若提高Si含量，則石墨含量提高。因此將Si含量定為Si＜2.2％(重量)，更好是Si≤1.0％(重量)。
Mn具有脫氧，促使碳化物產(chǎn)生及擴(kuò)大α、γ和石墨相共存區(qū)的作用。但，若Mn含量＜0.9％(重量)，則所產(chǎn)生的碳化物的數(shù)量減少。另一方面，若Mn＞1.7％(重量)，則使Fe基工件變脆。
Ni是生成γ相的元素，而且具有使少量γ相在室溫下的存在，從而將雜質(zhì)限制在析出的γ相中，借以提高Fe基工件韌性的作用。為提供這種作用，則希望將Ni含量定為約1％(重量)。此外，Ni有明顯的提高溫度TS1和TS2間的溫度差ΔT的作用。此外，Ni有提高Fe基工件的室溫延伸率的作用、提高彎曲特性以改善冷加工性能的作用。但若將Ni含量定為小于0.5％(重量)，則無上述效果。另一方面，即使將Ni含量定為Ni＞1.5％(重量)，溫度差ΔT的提高也不再改變。
在此情況下，若Ni含量與Mn含量之比為Ni(％重量)/Mn(％重量)＞1.12，則Fe基工件中的石墨量增加，結(jié)果使楊氏模量下降。
作為合金元素AE的Ti、V、Nb、W和Mo具有在早期產(chǎn)生碳化物，及降低基體中的C濃度，從而將基體轉(zhuǎn)變?yōu)閬喒簿ЫM織的作用，這是因?yàn)樗鼈儽菷e和Mn更活躍。因此，防止Fe基工件的機(jī)械性能因焊接而下降及提高其冷加工性能是可能的。尤其是，Ti也有脫氧作用、碳化鈦有特殊的剛性的優(yōu)點(diǎn)。此外，若聯(lián)合加入兩種或多種合金元素AE，則有使碳化物細(xì)化的作用。在此情況下，Ti和Nb在早于γ相凝固之前就產(chǎn)生了碳化物，因而這些碳化物起著γ相的晶核的作用。因此，不會(huì)產(chǎn)生Ti和Nb的碳化物存在于晶界上，從而阻礙Fe基工件韌性提高的缺點(diǎn)。另一方面，V、W和Mo的碳化物以固溶態(tài)溶于γ相中，然后以顆粒狀析出，從而可將Fe基工件韌性的下降抑制至最小程度。
但，若合金元素AE的含量＜0.3％(重量)，基體轉(zhuǎn)變成過共晶組織，因此這種含量不可取。另一方面，若AE＞1.5％(重量)，則存在于γ相間的晶界處的碳化物量＞2％(按體積分額Vf計(jì))，因此Fe基工件的韌性受損。Ti含量的上限為1.2％(重量)，而V含量的上限值為1.27％(重量)。
除上述合金元素外，若需要，可向該Fe基材料中加Al和N。與Mn一樣，Al也具有促進(jìn)脫氧及擴(kuò)大α、γ及石墨相共存區(qū)的作用。此外，Al還是產(chǎn)生α相和石墨的元素。Al含量通常的上限值為1.2％(重量)。少量添加的N有擴(kuò)大α、γ和石墨相共存區(qū)的作用。但，N若不完全以固溶態(tài)溶解，它產(chǎn)生空穴，從而降低該工件的機(jī)械性能，并且它變成核，從而使石墨含量增加。因此，N含量的上限被定為0.45％(重量)。
從下面結(jié)合附圖的對較佳實(shí)施方案的描述將使本發(fā)明的上述的和其它的目的、特性和優(yōu)點(diǎn)變得明瞭。


圖1是Fe基材料的局部的相圖；圖2是生產(chǎn)鐵基工件A1的加熱周期圖；圖3是生產(chǎn)Fe基工件A4的加熱周期圖；圖4是展示Fe基材料a1的初次熱處理組織的照片；圖5是圖4的示意性描制圖；圖6是展示Fe基材料A1的二次熱處理組織的照片；
圖7是圖6的示意性描制圖；圖8是生產(chǎn)Fe基工件A11的加熱周期圖；圖9是生產(chǎn)Fe基工件A12的加熱周期圖；圖10是生產(chǎn)Fe基工件A2的加熱周期圖；圖11是生產(chǎn)Fe基工件A3的加熱周期圖；圖12是生產(chǎn)Fe基工件A13的加熱周期圖；圖13是生產(chǎn)Fe基工件A21的加熱周期圖；圖14是展示Fe基材料a1的初次熱處理組織的照片；圖15是圖14的示意性描制圖；圖16是展示Fe基工件A13的二次熱處理組織的照片；圖17是圖16的示意性描制圖；圖18是展示溫度和以固溶態(tài)溶于該Fe基材料基體中的碳的量(CS)，及楊氏模量和該Fe基工件中的碳化物面積率間關(guān)系的曲線；圖19是展示Ni(％重量)/Mn(％重量)比和楊氏模量，以及該Fe基工件中的石墨面積率間關(guān)系的曲線；圖20是展示該Fe基工件中每1μm2中細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)與楊氏模量間關(guān)系的曲線；圖21是生產(chǎn)Fe基工件A5的加熱周期圖；圖22是生產(chǎn)Fe基工件A6的加熱周期圖；圖23是展示Fe基工件A5和A6焊接前后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量的曲線；圖24是展示Fe基工件A5和A6在500℃時(shí)效前后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量的曲線；圖25是展示Fe基工件A5和A6在700℃時(shí)效前后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量的曲線。
實(shí)施例1表1示出的Fe基材料a1-a4的成分。Fe基材料a1-a4是用模鑄法生產(chǎn)的。
表1 加熱溫度T1被定于TS＜T1＜TL范圍內(nèi)的實(shí)施例圖1表示了該鐵基材料a1的部分相圖。在此情況下，在0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)的范圍內(nèi)，固相線溫度TS和液相線溫度TL分別共存于固相線SL和液相線LL上。共晶轉(zhuǎn)變開始溫度Te1為630℃，而共晶轉(zhuǎn)變終止溫度Te2為721℃。就鐵基材料a4而言，其固相線溫度TS為159℃；其液相線溫度TL為1319℃、共晶轉(zhuǎn)變開始溫度Te1為747℃；而共晶轉(zhuǎn)變終止溫度Te2為782℃。
Fe基材料a1和a4在表2和圖2、3所示的條件下經(jīng)第一和第二步驟，從而產(chǎn)生與Fe基材料a1相對應(yīng)的Fe基工件A1及與Fe基材料a4相對應(yīng)的Fe基工件A4。
表2
圖4是展示得自第一步驟的處理的Fe基材料a1的初次熱處理組織的照片，而圖5是圖4的示意性描制圖。該初次熱處理組織由含馬氏體的基體、大量的塊狀殘余γ相、大量的金屬間化合物相(MuS等)等組成。
圖6是展示Fe基工件A1的二次熱處理組織的照片，而圖7是圖6的示意性描制圖。該二次熱處理組織由含α相的基體，大量的細(xì)碳化物顆粒(主要Fe3C)和大量的塊狀析出的γ相等組成。
在此二次熱處理組織中，作為細(xì)小碳化物的細(xì)碳化物顆粒有助于提高Fe基工件A1的楊氏模量。在此情況下，每1μm2中細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)等于或大于1.05是合乎要求的。細(xì)小碳化物顆粒這一數(shù)量以某種程序確定，該程序包括用金屬顯微鏡等進(jìn)行金相組織的圖分析，以確定多點(diǎn)處的每1μm2細(xì)碳化物顆粒的數(shù)目，然后計(jì)算在各點(diǎn)處確定的該數(shù)目的平均值。當(dāng)二次熱處理組織中包含細(xì)纖維狀的碳化物相時(shí)，該相有助于提高Fe基工件A1的楊氏模量。
析出的γ相將雜質(zhì)限制于其中，從而有助于提高Fe基工件的韌性。為此，析出的γ相的含量d等于或大于0.8％(重量)(d≥0.8％(重量))是合乎需要的。用熱力學(xué)基本數(shù)據(jù)，如Thermo-Calc等，通過從相圖進(jìn)行計(jì)算確定析出的γ相的含量d。
對于Fe基工件A1和A4而言，每1μm2中細(xì)碳化物的平均數(shù)及析出的γ相的含量d由上述方法確定，然后進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)以確定抗拉強(qiáng)度和楊氏模量。此外，進(jìn)行Charpy沖擊實(shí)驗(yàn)以確定Charpy沖擊實(shí)驗(yàn)值，從而產(chǎn)生表3中所示的結(jié)果。表3中的Fe基工件將在下文中陳述。
如從表3可知，符合本發(fā)明實(shí)施例的Fe工件A1與符合對比例的Fe基工件A4相比，楊氏模量為后者的約1.2倍，Charpy沖擊值為后者的約4.7倍，強(qiáng)度為后者的1.2倍，因而工件A1具有較高的楊氏模量、較高的韌性和強(qiáng)度。加熱溫度T1設(shè)定為T1＞TL的實(shí)施例。
采用表1中所示的Fe基材料a1并如圖8所示，以等于1500℃的加熱溫度T1(T1＞TL＝1459℃)熔化，然后淬火(CR1300℃/分)，此后在第二步驟經(jīng)受類似于Fe基工件A1的處理，從而產(chǎn)生Fe基工件A11。由顯微鏡檢測的結(jié)果，確定Fe基工件A11具有類似于Fe基工件A1的二次熱處理組織。
以同樣的方式檢測每1μm2中細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)目等，結(jié)果示于表3。從表3可知，除韌性低于Fe基工件A1外，F(xiàn)e基工件A11的另它特性與工件A1的相似。加熱溫度T1設(shè)定在TA(Acm溫度)＜T1＜TS范圍內(nèi)的實(shí)施例。
采用表1中所示的Fe基材料a1、a2和a3，并在表4和圖9-11中所示的條件下使之在第一和第二步驟中經(jīng)受熱處理，從而產(chǎn)生分別與Fe基材料a1、a2和a3相對應(yīng)的Fe基工件A1、A2和A3。
表4
由顯微檢測的結(jié)果確定，每件Fe基工件A12、A2和A3均有類似于Fe基工件A1的二次熱處理組織。
以相同的方式檢測Fe基工件A12、A2和A3中每1μm2中的細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)，結(jié)果示于表5。
表5
從表5可知Fe基工件A12的特性與鐵基工件A1的相似。Fe基工件A2和A3中的每一件都具有較高的楊氏模量，但韌性較低。若該Fe基工件具有這種程度的韌性，可以相信，根據(jù)使用條件，在實(shí)際應(yīng)用中無任何障礙。
如實(shí)施例[I]，在設(shè)定范圍為TS＜T1＜TL內(nèi)，對Fe基材料進(jìn)行加熱溫度T1的熱處理以及隨后淬火的第一步驟相當(dāng)于觸熔壓鑄法，該法包括在壓力下將具有共存的固、液相的半熔的Fe基材料倒入具有良好導(dǎo)熱性的模中。因此，在進(jìn)行了觸熔壓鑄步驟后進(jìn)行第二步驟的生產(chǎn)工藝則包括在本發(fā)明中。
象實(shí)施例[II]那樣，以T1＞TL的加熱溫度T1對Fe基材料進(jìn)行熱處理和淬火的第一步驟相當(dāng)于鑄造法，該法包括將熔融金屬倒入有良好導(dǎo)熱性的模中。因此，進(jìn)行了上述鑄造步驟后再進(jìn)行第二步驟的生產(chǎn)工藝也包括在本發(fā)明中。[實(shí)施例II]在該實(shí)施例中采用Fe基材料a1和a2。
Acm溫度TA及固相線溫度TS(在此實(shí)施方案中的加熱溫度T1的上限值)以及當(dāng)固溶態(tài)的C量CS＝0.16％(重量)時(shí)的溫度TS1，和當(dāng)CS＝0.40％(重量)時(shí)的溫度TS2列于表6中。
表6
采用Fe基材料a1和a2，并使之在表6和圖12和13所示條件下經(jīng)受第一和第二步驟的處理，結(jié)果產(chǎn)生對應(yīng)于Fe基材料a1的鐵基工件A13和對應(yīng)于Fe基材料a2的Fe基工件A21。使Fe基材料a1在溫度為1100℃和拉伸率為90％的條件下經(jīng)受熱拉伸處理，然后在與對Fe基工件A13施加的相同條件下使之經(jīng)受第一步驟和第二步驟處理，從而產(chǎn)生Fe基工件A14。
圖14是展示得自第一步驟的Fe基材料a1的初次熱處理組織的照片，而圖15是圖14的示意性描制圖。該初次熱處理組織由含馬氏體的基體、大量的塊狀殘余γ相等組成。
圖16是展示Fe基工件A13的二次熱處理組織的照片，而圖17是圖16的示意性描制圖。該二次熱處理組織由含α相的基體、大量的細(xì)碳化物顆粒(主要是Fe3C)，大量的石墨晶粒、大量的塊狀的析出γ相等組成。
在該二次熱處理組織中，作為細(xì)小碳化物的細(xì)碳化物顆粒有助于提高Fe基工件A13的楊氏模量。在此情況下，每1μm2中的細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)等于或大于1.05是合乎要求的。確定這種細(xì)碳化物顆粒數(shù)目的方法與實(shí)施例I中的相同。在二次熱處理組織中包含細(xì)小的纖維狀碳化物相時(shí)，它們也有助于提高Fe基工件A13的楊氏模量。
析出的γ相將雜質(zhì)限制于其中，因而有助于提高Fe基工件A13的韌性。因此，析出的γ相的含量d等于或大于0.25％(重量)(d≥0.25％(重量))是合乎要求的。用于確定析出的γ相的含量d的方法與實(shí)施例I中所用方法相同。
用上述方法確定Fe基工件A13、A14和A21的每1μm2中的細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)和析出的γ相的含量d，然后進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)以確定抗拉強(qiáng)度和楊氏模量。此外進(jìn)行Charpy沖擊實(shí)驗(yàn)以確定Charpy沖擊值，結(jié)果示于表7。
表7
從表7可知，與符合對比例的Fe基工件A21相比，符合本發(fā)明該實(shí)施例的Fe基工件A13的楊氏模量增加約0.1倍、Charpy沖擊值增加7.2倍和強(qiáng)度增加約0.3倍。因此，F(xiàn)e基工件A13有較高的楊氏模量和較高的強(qiáng)度。用得自拉伸處理的Fe基材料a1生產(chǎn)的符合本發(fā)明該實(shí)施例的Fe基工件A14的Charpy沖擊值為Fe基工件A13的約2倍。
圖18展示了溫度和以固溶態(tài)溶于Fe基材料a1的基體中的C量以及楊氏模量和Fe基工件中碳化物面積率間的關(guān)系。如從圖18所知，若第二步驟時(shí)的加熱溫度T2被設(shè)定在以固溶態(tài)溶于基體中的碳(CS)量為0.16％(重量)時(shí)的溫度TS1和當(dāng)CS量為0.40％(重量)時(shí)的溫度TS2之間時(shí)，則在Fe基工件A13中析出大量碳化物，借此使工件A13的楊氏模量大量提高。
圖19展示了Fe基工件中Ni和Mn含量比Ni(％重量)/Mn(％重量)和楊氏模量以及石墨面積率間的關(guān)系。從圖19可知，Ni(％重量)/Mn(％重量)等于或小于1.12時(shí)，石墨面積率下降而楊氏模量較高，但當(dāng)該比值大于1.12時(shí)，石墨面積率和楊氏模量間的關(guān)系逆轉(zhuǎn)。
圖20展示了Fe基工件中每1μm2中細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)與楊氏模量間的關(guān)系。從圖20可知，若將該平均數(shù)設(shè)定為1.05或更高，則該Fe基工件的楊氏模量明顯升高。實(shí)施例[III]表8示出了Fe基材料a5和a6的成分。Fe基材料a5和a6是用模鑄法以鑄造方式產(chǎn)生的。
表8
Fe基材料a5的A3溫度TA3；Fe基材料a6的Acm溫度TA；當(dāng)固溶碳量CS＝0.16％(重量)時(shí)的溫度TS1和當(dāng)CS＝0.40％(重量)時(shí)的溫度TS2均示于表9中。
表9
采用Fe基材料a5和a6，并使之在表9和圖21和22所示條件下經(jīng)受第一和第二步驟的處理，結(jié)果產(chǎn)生與Fe基材料a5相對應(yīng)的Fe基工件A5和與Fe基材料a6相對應(yīng)的鐵基工件A6。得自第一步驟處理的Fe基材料a5的初次熱處理組織由含馬氏體的基體、大量的塊狀殘余γ相等組成。Fe基工件A5的二次熱處理組織由含亞共晶的基體，大量的細(xì)碳化物顆粒(主要是Fe3C)、大量的石墨晶粒、大量的塊狀的析出γ相等組成。
在該二次熱處理組織中，作為細(xì)小碳化物的細(xì)碳化物顆粒有助于提高Fe基工件A5的楊氏模量。在此情況下，每1μm2中細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)等于或大于1.05是可取的(見圖20)。確定細(xì)碳化物顆粒量的方法與實(shí)施例I中的方法相同。當(dāng)該二次熱處理組織中包含細(xì)小的纖維狀碳化物時(shí)，它們也有助于提高Fe基工件A5的楊氏模量。
析出的γ相將雜質(zhì)限制于其中，從而有助于提高Fe基工件的韌性。因此，析出的γ相的含量d等于或大于0.25％(重量)(d≥0.25％(重量)是合乎要求的。確定析出的γ相的含量d的方法與實(shí)施例1中所用方法相同。
用上述方法測定Fe基工件A5和A6的每1μm2中的細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)及析出的γ相的含量d，再進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，以測定其抗拉強(qiáng)度及楊氏模量。此外進(jìn)行Charpy沖擊實(shí)驗(yàn)以測定其Charpy沖擊值，結(jié)果列于表10。
表10<
>由表10可知，符合本發(fā)明該實(shí)施例的Fe基工件A5的抗拉強(qiáng)度略低于符合對比例的Fe基工件A6，但其楊氏模量及Charpy沖擊值均優(yōu)于Fe基工件A6，因此具有較高的楊氏模量及韌性。
然后使Fe基工件A5和A6經(jīng)受如下的彎曲試驗(yàn)首先用V形塊將Fe基工件A5和A6彎折90°。在Fe基工件A5中未產(chǎn)生缺陷、但在Fe基工件A6中產(chǎn)生裂紋。然后，將彎成90°的Fe基工件A6再彎折，以使其相對的邊彼此重合，即彎折180°。在Fe基工件A5中未觀察到裂紋等缺陷生成。由此斷定，可按本發(fā)明的該實(shí)施例生產(chǎn)具存優(yōu)良冷加工性能的Fe基工件A5。
在焊接之后，再測定Fe基工件A5和A6的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量。在焊接時(shí)，采用同樣的程序在沿長度方向之半處一點(diǎn)，將直徑3mm的棒狀Fe基工件A5和A6切開；將每個(gè)截面拋光成光滑的表面再將兩個(gè)半截的截面對合以進(jìn)行凸焊。圖23展示了Fe基工件A5和A6在焊接前后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量。在圖23中，A5和A6分別相應(yīng)于Fe基工件A5和A6。從圖23可知，在Fe基工件A5的場合下，焊接前后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量變化不大，但在Fe基工件A6的情況下，焊后抗拉強(qiáng)度下降很大。這主要是因Fe基工件A6不含Ti的緣故。
然后測定Fe基工件A5和A6在人工時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量。圖24和25展示了Fe基工件A5和A6在500℃時(shí)效前后及700℃時(shí)效前后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量。在圖24和25中，A5和A6分別對應(yīng)于Fe基工件A5和A6。從圖24可知，F(xiàn)e基工件A5在500℃時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量的變化比Fe基工件A6的值的變化小。另一方面，從圖25可知，F(xiàn)e基工件A5在700℃時(shí)效前后的抗拉強(qiáng)度和楊氏模量的變化小于Fe基工件A6的該值的變化。從圖24和25可知，F(xiàn)e基工件A5的楊氏模量隨時(shí)間的流逝幾乎不變。
權(quán)利要求
1.生產(chǎn)具有高楊氏模量的Fe基工件的方法，該法包括第一和第二步驟，第一步驟是使含有0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及余量的Fe和不可避免雜質(zhì)的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T1的熱處理，T1的設(shè)定范圍為TS＜T1＜TL，其中TS為該Fe基材料的固相線溫度，TL為其液體相線溫度，然后使該材料在設(shè)定為淬火水平的冷卻條件下冷卻；第二步驟是使所得的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T2的熱處理，T2的設(shè)定范圍為Te1＜T2＜Te2，其中Te1為共晶轉(zhuǎn)變開始溫度，而Te2為共晶轉(zhuǎn)變終止溫度，而加熱時(shí)間t在60分≤t≤180分的范圍內(nèi)。
2.生產(chǎn)具有高楊氏模量的Fe基工件的方法，該法包括第一和第二步驟，第一步驟是使含有0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T1的熱處理，T1被定為T1＞TL，其中TL為該Fe基材料的液相線溫度，然后該材料在設(shè)定為淬火水平的冷卻條件下冷卻；第二步驟是使所得的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T2的熱處理，T2被定為在Te1＜T2＜Te2的范圍內(nèi)，其中Te1為所述Fe基材料的共晶轉(zhuǎn)變開始溫度，Te2為所述Fe基材料的共晶轉(zhuǎn)變終止溫度，而熱處理時(shí)間t被定在60分≤t≤180分的范圍內(nèi)。
3.生產(chǎn)具有高楊氏模量的Fe基工件的方法，該法包括第一和第二步驟，第一步驟是使含有0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)及余量的Fe和不可避免雜質(zhì)的Fe基材料在經(jīng)受加熱溫度T1的熱處理，T1的范圍為TA＜T1＜TS，其中TA為該Fe基材料的Acm溫度，TS為固相線溫度，然后在設(shè)定為淬火水平的冷卻條件使該材料冷卻；第二步驟是使所得的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T2的熱處理，T2的范圍為Te1＜T2＜Te2，其中Te1為共晶轉(zhuǎn)變開始溫度而Te2為共晶轉(zhuǎn)變終止溫度，加熱時(shí)間t的設(shè)定范圍為60分≤t≤180分。
4.權(quán)利要求1、2或3的生產(chǎn)有高楊氏模量的Fe基工件的方法，其中，在第二步驟析出大量的細(xì)碳化物顆粒，每1μm2中所述細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)等于或大于1.05。
5.生產(chǎn)具有高楊氏模量及高韌性的Fe基工件的方法，該法包括第一和第二步驟，第一步驟是使含有0.6％(重量)≤C≤1.9％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)且Ni％(重量)/Mn％(重量)≤1.12，及余量的Fe和不可避免雜質(zhì)的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T1的熱處理，T1被定為T1≥TA，其中TA為該Fe基材料的Acm溫度，然后在設(shè)定為淬火水平的冷卻條件下使該材料冷卻；第二步驟是使所得的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T2的熱處理，T2的設(shè)定范圍為TS1≤T2≤TS2，其中TS1為以固溶態(tài)存在于所述Fe基材料的基體中C量為0.16％(重量)時(shí)的溫度，而TS2為當(dāng)所述固溶態(tài)的C量為0.40％(重量)時(shí)的溫度。
6.權(quán)利要求5的生產(chǎn)具有高楊氏模量及高韌性的Fe基工件的方法，其中在第二步驟析出大量細(xì)碳化物顆粒，每1μm2中所述細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)為等于或大于1.05。
7.權(quán)利要求5或6的生產(chǎn)具有高楊氏模量和高韌性的Fe基工件的方法，其中在第二步驟大量析出塊狀γ相，該塊狀γ相的含量d等于或大于0.25％(重量)。
8.生產(chǎn)具有高楊氏模量及高韌性的Fe基工件的方法，該法包括第一和第二步驟，第一步驟是制備含0.6％(重量)≤C≤1.0％(重量)Si＜2.2％(重量)0.9％(重量)≤Mn≤1.7％(重量)0.5％(重量)≤Ni≤1.5％(重量)且Ni％(重量)/Mn％(重量)≤1.12，0.3％(重量)≤AE≤1.5％(重量)及余量的Fe和不可避免雜質(zhì)的Fe基材料，其中AE為至少一種選自Ti、V、Nb、W和Mo的元素，然后使所述的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T1的熱處理，T1被設(shè)定為T1≥TA3，其中TA3為所述Fe基材料的A3溫度，然后在設(shè)定為淬火水平的冷卻條件下冷卻該材料；第二步驟是使所得的Fe基材料經(jīng)受加熱溫度T2的熱處理，T2的設(shè)定范圍為TS1≤T2≤TS2，其中TS1為當(dāng)以固溶態(tài)存在于基體中的C量為0.16％(重量)時(shí)的溫度，TS2為當(dāng)以固溶態(tài)存在于基體中的C量為0.40％(重量)時(shí)的溫度。
9.權(quán)利要求8的生產(chǎn)具有高楊氏模量及高韌的Fe基工件的方法，其中在第二步驟析出大量細(xì)碳化物顆粒及大量塊狀γ相，每1μm2中所述細(xì)碳化物顆粒的平均數(shù)為等于或大于1.05，而所述塊狀γ相的含量d為等于或大于0.25％(重量)。
全文摘要
使以重量計(jì)含0.6%≤C≤1.0%、Si&lt; 2.2%、0.9%≤Mn≤1.7%、0.5≤Ni≤1.5%及余量的Fe和不可避免雜質(zhì)的Fe基材料于第一步驟經(jīng)受加熱溫度T
文檔編號C21D1/78GK1245220SQ9911792
公開日2000年2月23日 申請日期1999年8月18日 優(yōu)先權(quán)日1998年8月18日
發(fā)明者菅原毅巳 申請人:本田技研工業(yè)株式會(huì)社