專利名稱：貝氏體鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及貝氏體鋼及其制造方法。本發(fā)明雖然特別涉及適合用作裝甲的鋼， 但并不限于此類鋼。本發(fā)明還涉及可隨后被加工成貝氏體鋼的相變微結(jié)構(gòu)(transition microstructure)0
背景技術(shù)：
主要為貝氏體的鋼通常是具有至少50%貝氏體的鐵素體結(jié)構(gòu)的鋼。將貝氏體分為 兩類上貝氏體和下貝氏體。上貝氏體在貝氏體鐵素體晶粒內(nèi)不含碳化物析出物，但在晶界處可具有析出的碳 化物。下貝氏體在貝氏體鐵素體晶粒內(nèi)部具有的析出碳化物與晶界成特征角。晶界處也 可以存在析出的碳化物。最近描述了不含碳化物的貝氏體，該貝氏體中包含了 90% 50%的貝氏體，剩余 的是奧氏體，其中過量的碳以超過平衡濃度的濃度保留在貝氏體鐵素體內(nèi)；也有部分碳分 配至殘余奧氏體中。此類貝氏體鋼具有非常細的貝氏體薄片(bainite platelet)(厚度為 IOOnm以下)。本說明書中使用術(shù)語“超級貝氏體鋼”來描述此類鋼。2001年2月15日的WO 01/011096A (英國國防部)描述并請求保護一種主要為貝 氏體的鋼。盡管這種材料與其它已知的硬裝甲鋼相比具有較低的合金成本，但是制造包括 長時間的加熱，特別是在向貝氏體的轉(zhuǎn)變中包括長時間的加熱，導(dǎo)致較高的能量成本和較 長的生產(chǎn)時間。還極其難以對該貝氏體鋼進行機加工、開孔和成型。因此其工業(yè)應(yīng)用受限。日本專利申請JP05-320740A描述了一種含碳化物的下貝氏體鋼。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明提供了一種可相對經(jīng)濟地進行制造的超級貝氏體鋼。本文中還描述了能夠 使制造過程中的機加工、開孔和成型更為容易的制造方法。在本發(fā)明中，以重量百分比計，超級貝氏體鋼包含以下成分碳0.6% 1.1%;錳0.3% 1.8%;鎳至多為3%;鉻0.5% 1.5%;鉬至多為0.5%;釩至多為0.2%;和對于使貝氏體基本上不含碳化物而言足量的硅和/或鋁；以及除偶存雜質(zhì)之外余量的鐵。此類鋼可以非常硬，可為550HV 750HV。出于成本原因并為了方便制造，相對于鋁更優(yōu)選硅，因此對于裝甲鋼而言，通常不會使用鋁。實際上最小的硅含量為0.5重量％，并不應(yīng)超過2重量％。過量的硅使得過程 難以控制。所述超級貝氏體鋼的一些其它成分的優(yōu)選范圍以重量百分比計為錳0.5% 1.5%;鉻1.0% 1.5%;鉬0.2% 0.5%;釩0.1% 0.2%。鉬的存在減緩了珠光體轉(zhuǎn)變。因此，由于降低了向珠光體轉(zhuǎn)變的風(fēng)險，它使得最終 向貝氏體的轉(zhuǎn)變更為容易。釩的存在提高了韌性。通過改變錳含量，發(fā)現(xiàn)可以改變向貝氏體相變(transition)的速率，錳含量越高 則相變越慢。但是，從實踐的觀點來看，發(fā)現(xiàn)約1重量％的錳含量在相變速度(由此而得 的較低能量成本)和控制過程的能力之間提供了合理的折衷。實際上，即使旨在達到1重 量％，錳含量也將在約0.9% 1. 之間變化，因此，在本發(fā)明的上下文中，單詞“約”表示 所提出數(shù)字有士 10%的可能變化。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，使用優(yōu)選范圍內(nèi)的成分制得的超級貝氏體鋼具有極細的貝氏體薄片 (薄片厚度平均為40nm以下，通常大于20nm厚)，其硬度為630HV以上。此處描述的超級貝氏體鋼基本上不含有塊狀奧氏體。在本發(fā)明的另一方面中，超級貝氏體鋼的制造方法包括以下步驟使具有如前述段落中所表征組成的鋼從高于其奧氏體相變溫度的溫度冷卻至高 于其馬氏體初始溫度但低于貝氏體初始溫度的溫度，其冷卻速度足夠快以避免形成珠光 體；使所述鋼保持在上述范圍內(nèi)的溫度至多1周。可包括額外的步驟最初將具有如前述段落中所表征的組成的鋼冷卻成全珠光體狀態(tài)；將所述鋼重新加熱至全奧氏體狀態(tài)；然后如前述段落所述，使所述鋼進行冷卻和轉(zhuǎn)變。所述馬氏體初始溫度隨精確的合金組成而顯著不同。以下描述的附圖中示出了若 干組成的示意性實例。事實上，所述轉(zhuǎn)變溫度將高于190°C，從而確保轉(zhuǎn)變適度快速地進行?？砂~外的步驟將處于其珠光體形式的鋼重新加熱，以使其奧氏體化，并且使所述鋼能夠再次足夠緩慢地冷卻成全珠光體相。可重復(fù)進行該步驟。另一可能的步驟是對處于其珠光體形式的鋼進行退火。此步驟最好作為最終奧氏 體化和后續(xù)的轉(zhuǎn)變步驟之前的步驟而完成。通常，實踐中在進行珠光體形成步驟時，將使所述鋼達到環(huán)境溫度。前述段落中所述過程的一個特征是可以較為容易地對作為珠光體的鋼進行機加 工、開孔和成型。處于其珠光體形式的鋼合金是一種可以自身名義出售的有用的商業(yè)產(chǎn)品。 在出售之前可以對其進行切割、機加工、開孔或成型，而購買者只需進行最終的奧氏體化和 轉(zhuǎn)變步驟，或者制造商可以進行機加工、開孔或成型，而留給購買者采取最終步驟來將所述鋼轉(zhuǎn)變成超級貝氏體鋼。所述鋼可以在處于奧氏體相時進行熱軋。通常，在轉(zhuǎn)變成超級貝氏體鋼之前將以此方法制得的軋制鋼切割成長段。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，向超級貝氏體鋼的轉(zhuǎn)變最好進行8小時 3天，但是最為經(jīng)濟的是進行 約8小時。如果轉(zhuǎn)變步驟在220°C 260°C的溫度范圍內(nèi)且理想的是在250°C進行，則會在 經(jīng)濟的制造和硬度之間獲得良好的折衷。如果所述鋼為厚板(大于8mm厚)，則當(dāng)鋼達到貝氏體轉(zhuǎn)變溫度時鋼內(nèi)部的溫度分 布可能是不均勻的。特別地，所述板中心處的溫度可能保持在所需的轉(zhuǎn)變溫度之上，結(jié)果獲 得了不均勻的轉(zhuǎn)變性能。為了克服這一點，在重新開始冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)之前， 將所述鋼從其奧氏體化溫度冷卻至比貝氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度稍高的溫度，并保持高于貝氏 體轉(zhuǎn)變的起始溫度直至所述鋼的溫度基本上均勻。要注意的是，本發(fā)明的超級貝氏體鋼的轉(zhuǎn)變步驟占用的時間比W001/011096中所 述的時間短的多，并且消耗的能量顯著降低。在如上所述制造超級貝氏體鋼并且轉(zhuǎn)變溫度不超過250°C的情況下，所得的超級 貝氏體鋼具有60體積％ 80體積％溶有過量碳的貝氏體鐵素體。剩余物基本上是富含碳 的奧氏體相鋼。由此制得的超級貝氏體鋼非常硬，具有較高的防彈性而且特別適合用作裝 甲鋼。該超級貝氏體鋼沒有成塊的奧氏體。對不同的貝氏體鋼進行比較性測試。表1中給出了出于描述性目的使用的鋼的組 成(見附頁)。實施例1和2為根據(jù)W001/011096制得的鋼。實施例3為本發(fā)明的鋼。使用高 純度原料將該合金制備為50kg真空感應(yīng)熔制錠(150mmX 150mmX 450mm)。澆鑄后，使錠在 1200°C進行均質(zhì)化48小時、爐冷、裁切并切割為150mm厚的方塊。這些方塊隨后通過1000°C 進行熱鍛而減少至60mm的厚度，并立即在同一溫度下進行熱軋從而生產(chǎn)厚度為25mm的 500mmX 200mm板材。全部板材均從1000°C進行爐冷。在這種條件下，板材表現(xiàn)出的硬度為 450HV 550HV。在650°C使板材軟化，并進行爐冷以使其硬度減少至低于300HV。這使得能夠使用 常規(guī)的機加工作業(yè)制備測試材料，從而無需使用高硬度鋼所需的專門技術(shù)。從各個板材的中心區(qū)域中取出若干個IOmm立方的材料。這些樣品在1000°C進行 奧氏體化1小時，然后在空氣循環(huán)烘箱中在200°C 250°C進行至多為400小時的貝氏體轉(zhuǎn) 變熱處理，隨后進行空氣冷卻。將樣品切為兩半，進行固定(mount)、磨光和拋光至1微米的 成品(finish)并進行硬度測試。使用采用了錐形壓頭和30kg載荷的維氏硬度測試計測定 硬度。在各個樣品的中心區(qū)域中打出10個凹痕，并取平均硬度值為指示值。從各個軟化板材中取出試樣坯(specimen blank)，在1000°C進行奧氏體化，并在 200°C 250°C進行不同時間的硬化，根據(jù)上述硬度試驗，由此認為奧氏體向貝氏體的轉(zhuǎn)變 已經(jīng)停止。根據(jù)相關(guān)的英國標準使用5mm直徑的試樣進行拉伸測試。使用高度、直徑均為 6mm的試樣在應(yīng)變速率為10_3 · s—1進行壓縮測試。在300J Charpy測試機上進行使用標準 V型缺口 Charpy試樣的沖擊測試。全部測試均在室溫進行，并將沖擊和拉伸結(jié)果表示為三 次測試的平均值。測量了硬度隨轉(zhuǎn)變溫度的變化。實施例1表現(xiàn)出明顯的硬化。在200°C的110小時后觀察到最低硬度為600HV，該硬度與通過X射線試驗測定的貝氏體轉(zhuǎn)變的開始一致。再 經(jīng)過100小時后，硬度值隨后升高至640HV，這標志著貝氏體形成的結(jié)束，而且在總共400小 時后，硬度值緩慢增加至660HV。雖然將轉(zhuǎn)變溫度提高至225°C或250°C會使實施例1中的貝氏體轉(zhuǎn)變時間分別減 少至100小時和50小時，但是觀察到這伴隨著硬度的降低。實施例2與實施例1相似，但是添加了鈷和鋁；其也表現(xiàn)出明顯的硬化。在200°C 達到650HV的硬度所需的時間從400小時減少至200小時。較高的溫度同樣與較短的轉(zhuǎn)變 時間有關(guān)，在250°C的M小時后獲得了 575HV的硬度，相反在實施例1中獲得這一硬度要 48小時。雖然使用鈷和鋁成功地減少了熱處理的時間，但是鈷和鋁較高的價格和加工含鋁 鋼合金的難度一起使得實施例2在商業(yè)上不具有吸引力。實施例3，即本發(fā)明主題的超級貝氏體鋼表現(xiàn)出比實施例1或2更高的硬度。在 200°C下于M小時后獲得了 690HV的硬度，相比之下，實施例1和2中在200小時 400小 時后獲得的硬度為650HV 660HV。轉(zhuǎn)變溫度為250°C時，在僅僅8小時后記錄到630HV的 硬度，而實施例1和2即使在幾百小時后也未能達到600HV。表2 (見附頁)中示出了在200°C 250°C進行與貝氏體轉(zhuǎn)變的結(jié)束有關(guān)的不同時 間的硬化后實施例1、2和3的拉伸性能。該表顯示，各個合金的極限強度(proof strength) 隨轉(zhuǎn)變溫度的升高而緩慢下降。還在拉伸強度中觀察到類似的下降，例外的是在250°C進行 8小時轉(zhuǎn)變的實施例3。然而，在250°C進行轉(zhuǎn)變的合金的拉伸延性是在200°C進行熱處理 的材料拉伸延性的2至3倍。測試表明，在200°C進行轉(zhuǎn)變的材料表現(xiàn)出最高水平的硬度。在250°C向超級貝氏 體鋼轉(zhuǎn)變在實踐中是恰當(dāng)?shù)?，因為這有助于更快的形成延展性更高的材料，而不會引起強 度明顯地降低。該方法的益處在于250°C進行處理的本發(fā)明主題的實施例3C中最為明顯， 由于其延展性較高，該實施例能夠加工硬化至2098Mpa的拉伸強度，即所有已研究的合金 中的最高拉伸強度。實施例1、2和3的沖擊性能表明，全部實施例均表現(xiàn)出室溫Charpy沖擊能量的較 低值，即4焦耳 7焦耳。使用本發(fā)明的方法制得的材料能夠形成高體積分數(shù)的超細、間隙性硬化的貝氏體 鋼，這使得所述材料能夠表現(xiàn)出與強度較高的馬氏體時效鋼的強度相當(dāng)?shù)膹姸人?，同時 有相對較低的能量消耗。另外，與馬氏體時效鋼(<75%Fe)不同，本發(fā)明的材料能夠在不 使用較高水平的貴合金元素的情況下實現(xiàn)這一點。


將參照附圖進一步說明本發(fā)明，所述附圖中圖IA示出了 PCT專利申請W02001/11096中描述的制造過程；圖IB示出了本發(fā)明使用的一種制造過程；圖IC示出了本發(fā)明使用的一種替代性制造過程；圖2示出了本發(fā)明的優(yōu)選鋼的溫度/時間/轉(zhuǎn)變圖，其示出了改變錳含量的影響； 應(yīng)注意的是，確切的圖會根據(jù)鋼的組成而改變；圖3示出了本發(fā)明具有1 %錳的優(yōu)選鋼的溫度/時間/轉(zhuǎn)變圖，其示出了改變碳含量的影響；應(yīng)注意的是，確切的圖會根據(jù)鋼的確切組成而改變；圖4示出了本發(fā)明具有錳的優(yōu)選鋼的溫度/時間/轉(zhuǎn)變圖，其示出了改變鉻含 量的影響；應(yīng)注意的是，確切的圖會根據(jù)鋼的確切組成而改變。
具體實施例方式在圖IA中，使材料在高于1150°C進行均質(zhì)化，并經(jīng)空氣冷卻至190°C 250°C的溫 度。示出的樣品必須是具有較高表面積的小樣品。然后對樣品重新加熱，從而在900°C 1000°C使其奧氏體化。這可以在約30分鐘內(nèi)完成。然后將其爐冷至190°C ^0°C的溫度， 并在該溫度下保持1 3周的時間，但是如果將其保持在300°C的溫度時，則最長時間降低 至2周。圖IB示出了本發(fā)明材料的制造過程，所述材料將在約2V /分鐘的相對較慢的冷 卻過程下轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。然而，據(jù)認為這并非緩慢的過程，而是鋼廠中容易經(jīng)濟地實現(xiàn)的過 程。通常，在該生產(chǎn)過程中，所述鋼能夠從高溫(高于其奧氏體相變溫度)冷卻為通常堆 疊著的較大厚板。冷卻速率通常為約2°C /分鐘，該速率足夠緩慢，從而能夠形成全珠光體 相。然后將板材再次加熱至高于850°C，以使其奧氏體化。在本實施例中，使熱材料經(jīng)過軋 機來形成帶鋼，在該實施例中，所述帶鋼為6mm 8mm厚并成卷帶。顯然，為了滿足客戶的 需求，該厚度可以大于或小于給出的范圍。該卷帶(coil)的熱容量充分限制了冷卻速率， 從而確保在材料冷卻至環(huán)境溫度(這種情況下為室溫)(RT)時再次形成珠光體。這可通過 使成卷帶鋼在空氣中自然冷卻例如48小時而方便地實現(xiàn)。在這一階段，所述卷帶可以進行 去卷帶化(de-coiled)并切割成板材，或者在使其冷卻至環(huán)境溫度之前進行重新加熱以使 其退火。一旦回到環(huán)境溫度(本實施例中為室溫)(圖IB中的RT)，可以在進行最終的奧氏 體化和貝氏體轉(zhuǎn)變步驟之前對其進行切割和機加工、開孔和成型。在這一階段，其為單獨的 工件，并在該奧氏體化后更為快速地冷卻，從而避免經(jīng)過珠光體相。一旦其到達了 190°C 260°C的溫度，將其保持在該溫度，以使貝氏體轉(zhuǎn)變步驟得以完成。所需的確切貝氏體轉(zhuǎn)變 時間取決于鋼的錳含量，錳含量越低，則所需的轉(zhuǎn)變時間越短。含有約錳的優(yōu)選材料可 以在8小時內(nèi)轉(zhuǎn)變。在圖IC中，在從熱熔體澆鑄后立即，或者可能在加熱至奧氏體相以便進行均勻化 或形變后，使鋼在處于奧氏體相時進行熱軋。然后可以將鋼切割成板材?？梢詫Π宀倪M行 空氣冷卻。冷卻的速率使得板材將在適當(dāng)?shù)臅r間點達到轉(zhuǎn)變溫度，從而能夠轉(zhuǎn)變至超級貝 氏體鋼。這可在其它適宜環(huán)境的溫度受控的空氣循環(huán)爐中進行。圖2示出了本發(fā)明的超級貝氏體鋼的溫度/時間/轉(zhuǎn)變圖，其示出了改變錳含量 的效果。曲線2示出了薄板(通常為6mm 8mm厚)從奧氏體向貝氏體的最終轉(zhuǎn)變。此處 通過分開板材而對各個板材進行空冷；冷卻速率通常為例如80°C /分鐘。這樣避免了向珠 光體的轉(zhuǎn)變。必要時應(yīng)相應(yīng)地控制冷卻速率。直線10示出了 0.5重量％錳的貝氏體相變， 直線12示出了 1. 0重量％錳的貝氏體相變，且直線14示出了 1. 5重量％錳的貝氏體相變。 淬火會使材料轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，直線20、22和M分別示出了 0. 5重量％、1. 0重量％和1. 5重 量％錳的馬氏體初始溫度。未將轉(zhuǎn)變溫度保持在曲線10、12或14表示的適宜范圍內(nèi)持續(xù) 足夠的時間可能會有部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的風(fēng)險。曲線30(0.5重量％錳)、32(1重量(％錳)
8和34(1. 5重量％錳)表示在該過程的最終轉(zhuǎn)變階段中要避免的向珠光體的轉(zhuǎn)變。貝氏體 初始溫度為在高于該溫度時不會形成貝氏體的溫度。在圖2中，對于貝氏體曲線10、12和 14而言，貝氏體初始溫度由各個曲線的最上方的平坦部分表示。隨著板材厚度的增大，板材中心處較慢的冷卻使得在中心處形成部分珠光體相并 獲得均勻性較差的結(jié)構(gòu)的可能性變大。這可以通過遵循諸如標記為3(其對應(yīng)于本發(fā)明的1 重量％錳鋼)的冷卻曲線而避免。在這種情況中將溫度降低至稍高于貝氏體相變初始溫度 12的標記為4A的溫度，并保持稍高于該相變溫度直至板材內(nèi)的溫度均勻。在該節(jié)點GB) 處將溫度降低至轉(zhuǎn)變范圍內(nèi)的節(jié)點5，并保持在該范圍內(nèi)，以能夠發(fā)生向貝氏體的轉(zhuǎn)變。在圖3中，直線60示出了 0. 6重量％碳的貝氏體溫度/時間/相變曲線，直線62 示出了 0. 7重量％碳的貝氏體溫度/時間/相變曲線，且直線64示出了 0. 8重量％碳的貝 氏體溫度/時間/相變曲線。淬火會使材料轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。直線50、52和M分別示出了 0. 6重量％、0. 7重量％和0. 8重量％碳的相變溫度。類似地，未將轉(zhuǎn)變溫度保持在曲線60、 62或64表示的適宜范圍內(nèi)維持足夠的時間會有部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的風(fēng)險。曲線70、72和 74分別示出了碳含量為0. 6重量％、0. 7重量％和0. 8重量％的珠光體相變。貝氏體初始 溫度為在高于該溫度時不會形成貝氏體的溫度。在圖3中，對于貝氏體曲線60、62和64而 言，貝氏體初始溫度由各個曲線的最上方的平坦部分表示。類似地，圖4示出了 0. 5重量％鉻的貝氏體溫度/時間/相變曲線(直線90)，1. 0 重量％鉻的貝氏體溫度/時間/相變曲線(直線92)，和1. 5重量％鉻的貝氏體溫度/時間 /相變曲線(直線94)。淬火會使材料轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。直線80、82和94分別示出了 0.5重 量％、1.0重量％和1.5重量％鉻的相變溫度。未將轉(zhuǎn)變溫度保持在曲線90、92或94表示 的適宜范圍內(nèi)維持足夠的時間會有部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的風(fēng)險。曲線100、102和104分別示 出了鉻含量為0. 5重量％、1. 0重量％和1. 5重量％的珠光體相變。貝氏體初始溫度為在高 于該溫度時不會形成貝氏體的溫度。在圖4中，對于貝氏體曲線90、92和94而言，貝氏體 初始溫度由各個曲線的最上方的平坦部分表示。表1實施例1、2和3的組成(重量％ )
權(quán)利要求
1.超級貝氏體鋼，按重量百分比計，所述超級貝氏體鋼包含碳0.6% 1. 1 %，錳 0. 3% 1. 8%，鎳至多為3%，鉻0. 5% 1. 5%，鉬至多為0. 5%，釩至多為0. 2%，對于使 貝氏體基本上不含碳化物而言足量的硅和/或鋁，以及除偶存雜質(zhì)之外余量的鐵。
2.如權(quán)利要求1所述的超級貝氏體鋼，所述超級貝氏體鋼含有的硅含量為約0.5重 量％ 約2重量％，并且不含鋁。
3.如權(quán)利要求1或2所述的超級貝氏體鋼，其特征在于所述錳含量為約0.5重量％ 約1.5重量％。
4.如前述權(quán)利要求中任一項所述的超級貝氏體鋼，其特征在于所述鉻含量為約1.0 重量％ 約1.5重量％。
5.如前述權(quán)利要求中任一項所述的超級貝氏體鋼，其特征在于所述鉬含量為約0.2 重量％ 約0.5重量％。
6.如前述權(quán)利要求中任一項所述的超級貝氏體鋼，其特征在于所述釩含量為約0.1 重量％ 約0.2重量％。
7.如前述權(quán)利要求中任一項所述的超級貝氏體鋼，其特征在于所述錳含量為約1重 量％。
8.如前述權(quán)利要求中任一項所述的超級貝氏體鋼，所述超級貝氏體鋼的平均貝氏體薄 片厚度低于40nm。
9.如前述權(quán)利要求中任一項所述的超級貝氏體鋼，所述超級貝氏體鋼的硬度為630HV 以上。
10.一種超級貝氏體鋼的制造方法，所述方法包括轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的步驟，其通過如下實 現(xiàn)使具有如權(quán)利要求1 7中任一項所述組成的鋼從高于其奧氏體相變溫度的溫度冷卻 至高于其馬氏體初始溫度但低于貝氏體初始溫度的溫度，其冷卻速度足夠快以避免形成珠 光體，并使所述鋼在該溫度范圍保持至多1周。
11.如權(quán)利要求10所述的制造方法，所述方法在轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w前包括以下步驟使所 述鋼冷卻成全珠光體狀態(tài)，并將所述鋼重新加熱至奧氏體狀態(tài)。
12.一種制造方法，其中，在使所述鋼轉(zhuǎn)變成貝氏體前，重復(fù)進行權(quán)利要求11的步驟一 次或多于一次。
13.如權(quán)利要求11或12所述的方法，其中，使所述鋼在轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w前進行退火。
14.如權(quán)利要求11 13中任一項所述的方法，其中，使所述鋼以其珠光體形式冷卻至環(huán)境溫度。
15.如權(quán)利要求11 14中任一項所述的方法，所述方法包括以下步驟對珠光體形式 的所述鋼進行切割、開孔、成型或類似地成形。
16.如權(quán)利要求10 15中任一項所述的方法，其中，所述貝氏體轉(zhuǎn)變溫度為190°C以上。
17.如權(quán)利要求10 16中任一項所述的方法，其中，對所述鋼合金在處于奧氏體相時 進行熱軋。
18.如權(quán)利要求17的方法，其中，在轉(zhuǎn)變成貝氏體前將所述軋制鋼切割成長段。
19.如權(quán)利要求10 17中任一項所述的方法，其中，向貝氏體的轉(zhuǎn)變進行約8小時 3天。
20.如權(quán)利要求10 17中任一項所述的方法，其中，向貝氏體的轉(zhuǎn)變進行約8小時。
21.如權(quán)利要求10 20中任一項所述的方法，其中，轉(zhuǎn)變在220°C ^(TC的溫度范圍 內(nèi)進行。
22.如權(quán)利要求21的方法，其中轉(zhuǎn)變在250°C進行。
23.如權(quán)利要求10 22中任一項所述的方法，其中，在重新開始冷卻至所述轉(zhuǎn)變溫度 范圍內(nèi)之前，將所述鋼從奧氏體相冷卻至比貝氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度稍高的溫度，并保持高 于貝氏體轉(zhuǎn)變的所述起始溫度直至所述鋼的溫度基本上均勻。
24.一種珠光體，所述珠光體包含如權(quán)利要求1 7中任一項所述的鋼組成。
25.基本上如前文所述的超級貝氏體鋼。
26.一種鋼的制造方法，所述方法基本上如前文參照附圖所述。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種超級貝氏體鋼，所述超級貝氏體鋼包含了90％～50％的貝氏體，剩余的是奧氏體，其中過量的碳以超過平衡濃度的濃度保留在貝氏體鐵素體中；也有部分碳分配至殘余奧氏體中。此類貝氏體鋼具有非常細的貝氏體薄片(厚度為100nm以下)。本說明書中使用術(shù)語“超級貝氏體鋼”來描述此類鋼。特別地，本發(fā)明討論了改變錳含量對獲得較快的轉(zhuǎn)變時間的影響，并由此在不存在貴合金材料的情況下實現(xiàn)較低的制造成本。在本發(fā)明的一個實施方式中，按重量百分比計，超級貝氏體鋼包含碳0.6％～1.1％，硅1.5％～2.0％，錳0.5％～1.8％，鎳至多為3％，鉻1.0％～1.5％，鉬0.2％～0.5％，釩0.1％～0.2％，除偶存雜質(zhì)之外余量的鐵。特別地，注意到在錳含量為約1重量％時獲得了優(yōu)異的性能。本發(fā)明討論了用于制造所述超級貝氏體鋼的各種方法，但是一個特別有用的方法包括以下步驟使所述鋼從奧氏體得到足夠快速的冷卻，從而避免轉(zhuǎn)變成珠光體；使所述鋼在190℃～2500℃的溫度轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w。本發(fā)明討論了改變相變溫度對硬度的影響，并斷定本發(fā)明可以提供非常硬的鋼(＞630HV)。還注意到，在最終轉(zhuǎn)變成超級貝氏體鋼之前，可以生產(chǎn)出適當(dāng)?shù)闹楣怏w以用于進行切割、開孔和成型。
文檔編號C21D1/20GK102112644SQ200980130378
公開日2011年6月29日 申請日期2009年7月31日 優(yōu)先權(quán)日2008年7月31日
發(fā)明者卡洛斯·加西亞-馬特奧, 哈沙德·庫馬爾·德哈瑪施·漢斯萊特·布哈德夏, 彼得·布朗 申請人:英國國防部