本發(fā)明屬于超細貝氏體鋼技術領域，尤其涉及一種高韌性中高碳超細貝氏體鋼的制備方法。

背景技術：

鋼材的強度隨著碳含量的增加而提高，但其塑性和韌性降低，如何實現(xiàn)強度和塑韌性的良好匹配，已成為提高其使用性能和挖掘其使用潛能的重要課題。相比馬氏體鋼或貝氏體/馬氏體復相鋼，具有超細板條貝氏體鐵素體的貝氏體鋼因其更好的強塑性匹配、沖擊韌性和疲勞強度，受到廣泛重視。

超細貝氏體鋼由劍橋大學Bhadeshia等提出(美國專利US6884306)，通過利用Si對碳化物析出的抑制作用，將鑄錠奧氏體化后在稍高于馬氏體轉(zhuǎn)變點的溫度等溫，獲得由納米結(jié)構(gòu)的貝氏體鐵素體板條和板條間富碳的殘余奧氏體薄膜組成的貝氏體鋼，具備超高強度和較高的斷裂韌性，但是等溫時間長達1～3周。專利CN103898299B公開了一種C-Si-Mn-Al系高碳鋼，該鋼鍛造后在230℃保溫獲得抗拉強度2400MPa的無碳化物納米貝氏體，但延伸率僅有1.3～7％。專利CN101693981B公開了一種C-Si-Mn-Al-Cr-W系高碳鋼，該鋼軋制后在220～260℃的鹽浴中等溫制得納米結(jié)構(gòu)貝氏體鋼，抗拉強度達到2000～2300MPa，但室溫沖擊功僅為7～22J。專利CN102112644A公開了一種C-Si-Mn-Cr-Mo系高碳鋼，該鋼在250℃等溫獲得超級貝氏體組織，抗拉強度達到2098MPa，但室溫沖擊功僅為4～7J。可見，長時間的等溫過程和較低的沖擊性能成為制約超細貝氏體鋼在工業(yè)應用的關鍵。為了進一步開發(fā)這種超高強度納米結(jié)構(gòu)的貝氏體鋼及其制備工藝，國內(nèi)外進行了很多探索和研究，主要包含以下幾個方面：

1)降低C含量提高貝氏體鋼塑性，如“低碳貝氏體鋼及其制備方法”(CN101104906)，“一種超低碳貝氏體鋼板及其制造方法”(CN102732790A)，“一種高性能低碳含Mo貝氏體鋼及其制備方法”(CN104018069A)，“一種超高強度超低碳貝氏體鋼的制備方法”(CN1916195)，“一種貝氏體鋼的制備方法”(CN102560261B)，“一種鈮鉬復合微合金化高強度貝氏體鋼的制備方法”(CN104451380B)等專利。但是C含量的降低必然造成強度下降，只能通過復合添加Mn、Cr、Mo、Nb、V、Ti等多種合金元素的方法加以改善，致使生產(chǎn)成本提高，且低碳貝氏體鋼的強度一般不超過1000MPa。

2)調(diào)整合金元素含量或添加Co和Al等元素，從而加快貝氏體相變速度、縮短等溫處理時間，如“貝氏體鋼及其制造方法”(CN102112644A)，“一種2100MPa納米貝氏體鋼及其制備方法”(CN103451549B),“高鋁納米貝氏體鋼高速鐵路轍叉及其制造方法”(CN101748331B)等專利。但是該方法不能明顯改善鋼材的沖擊韌性，且增加了鋼材的生產(chǎn)成本。

3)貝氏體相變之前進行軋制處理。專利CN103468906A公開了一種低溫溫軋制備2000MPa級納米尺度貝氏體鋼工藝，C-Si-Mn-Cr-Mo-V-Nb系高碳鋼首先進行高溫熱軋，然后通過層流冷卻到300～600℃進行冷軋，軋后再于200～300℃保溫3～6h后空冷，所制備的貝氏體鋼抗拉強度為1800～2127MPa，延伸率為4～14.4％。但是該法工藝復雜，鋼中添加了Mo、V、Nb等貴金屬元素，制備成本較高。

4)改進熱處理工藝實現(xiàn)納米貝氏體鋼強度和韌性的同步提高。專利CN103555896B公開了一種超高強度高韌性多步等溫貝氏體鋼及其制備方法，保溫時間第一步為0.2～3小時，第二步為2～50小時，第三步為24～240小時，第四步為50～360小時，等溫介質(zhì)為鹽浴、惰性氣氛和微弱還原氣氛中的一種。專利CN104451408B公開了一種中碳超高強貝氏體鋼及其制備方法，C-Si-Mn-Cr-Mo-Co-Al系中碳鋼在250～270℃和280～300℃溫度區(qū)間交替等溫處理，交替周期0.1～1小時，處理3～24小時然后空氣冷卻至室溫。這兩種方法生產(chǎn)工藝均較復雜，對設備及工藝條件的要求較高，尤其是貝氏體的等溫轉(zhuǎn)變時間過長，而且添加了多種合金元素，提高了生產(chǎn)成本。

技術實現(xiàn)要素：

為了克服上述技術和性能的不足之處，本發(fā)明提供一種高韌性超細貝氏體鋼的制備工藝，通過對鋼材進行中溫變形和分級等溫處理，加快貝氏體相變速度、縮短熱處理時間、提高貝氏體鋼綜合性能，同時減少鋼中合金元素含量，降低生產(chǎn)成本。該工藝操作簡單、成本較低，適用于大部分中高碳鋼。

本發(fā)明提供以下的技術方案：

一種高韌性中高碳超細貝氏體鋼的制備方法，包括以下步驟：

所述的高韌性中高碳超細貝氏體鋼，其化學質(zhì)量百分比如下：C：0.48～0.78％，Si：1.5～2.5％，Mn：0.6～1.2％，Cr：0.8～1.4％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)；

(1)按照以上成分組成真空熔煉得到合金鋼鑄坯，然后將鑄坯熱鍛成所需尺寸，鍛坯無需進行高溫擴散退火，直接在850～910℃加熱，經(jīng)過0.2～1.0小時均熱保溫后取出；

(2)中溫變形工藝：將取出的鍛坯以10～20℃/s的降溫速率降至450～600℃，然后進行單道次或雙道次軋制變形，每道次變形量為15～19％，總變形量為15～33％，終軋溫度為400～520℃，得到變形后的鋼料；

(3)分級等溫熱處理工藝：將變形后的鋼料進行兩步等溫：第一步在300～340℃條件下于鹽浴爐中保溫0.1～1.0小時，第二步在220～270℃條件下于鹽浴爐中保溫1～4小時，然后空冷至室溫，最后獲得高強度高韌性超細貝氏體鋼。

本發(fā)明的實質(zhì)性特點為：

本發(fā)明的創(chuàng)新點為利用中溫變形以及分級等溫工藝來獲得納米結(jié)構(gòu)貝氏體組織。本發(fā)明克服通過添加大量合金元素縮短相變孕育期、改變相變驅(qū)動力從而加速貝氏體轉(zhuǎn)變的傳統(tǒng)超細貝氏體鋼制備思路，利用中溫變形工藝促使鋼中位錯密度和畸變能增加，為貝氏體相變提供更多形核位置和驅(qū)動力，同時結(jié)合分級等溫工藝，在保證獲得納米結(jié)構(gòu)貝氏體組織前提下，減少合金元素含量，縮短貝氏體相變時間。

本發(fā)明的有益效果為：

1)具有優(yōu)異的性能。本發(fā)明所涉及的貝氏體鋼抗拉強度為1500～2000MPa，延伸率為12～22％，室溫沖擊韌性為40～100J/cm²。在保證獲得超高強度和良好塑性的同時，沖擊韌性較現(xiàn)有方法制備的超細貝氏體鋼提高2～5倍。

2)成本低、效率高。與現(xiàn)有的納米貝氏體鋼相比，不添加Ni、Mo、W、Nb等貴合金元素，顯著降低生產(chǎn)成本。鍛坯無需高溫擴散退火過程，并通過中溫變形和分級等溫工藝，大幅縮短了低溫納米貝氏體轉(zhuǎn)變時間，由現(xiàn)有的12～200小時降低至2～6小時。

3)應用前景廣泛。本發(fā)明制備的超細貝氏體鋼具有高強度、良好的塑性和高韌性的特點，能較好地滿足精密器件、汽車領域及重型設備用鋼的要求。

附圖說明

圖1本發(fā)明中高韌性中高碳超細貝氏體鋼制備工藝示意圖；

圖2實施例3中得到的高韌性中高碳超細貝氏體鋼金相組織光學照片；

圖3實施例3中得到的高韌性中高碳超細貝氏體鋼透射電鏡圖；

具體實施方式

本發(fā)明采用對比鋼1(CN102112644A)、對比鋼2(CN103451549B)作為對比鋼，其化學成分如表1所示。

下面結(jié)合附圖和具體實施方式對本發(fā)明作進一步描述，并非對本發(fā)明保護范圍的限制。

實施例1

將真空冶煉澆注得到的鑄坯加熱至1170℃均熱后熱鍛至截面尺寸為40×40mm的樣品，然后于900℃保溫30分鐘，再以15～20℃/s的降溫速率冷卻至570～595℃進行單道次軋制，變形量為16.6％，軋后溫度為500～520℃，然后迅速放入340℃的鹽浴爐中等溫0.5小時，再轉(zhuǎn)入270℃的鹽浴爐中等溫2h，最后空冷至室溫。鑄坯的化學成分如表1所示，

實施例2

將真空冶煉澆注得到的鑄坯加熱至1170℃均熱后熱鍛至截面尺寸為40×40mm的樣品，然后于860℃保溫30分鐘，再以15～20℃/s的降溫速率冷卻至460～490℃進行單道次軋制，變形量為15.9％，軋后溫度為410～430℃，然后迅速放入310℃的鹽浴爐中等溫0.5小時，再轉(zhuǎn)入230℃的鹽浴爐中等溫4h，最后空冷至室溫。鑄坯化學成分如表1所示。

實施例3

將真空冶煉澆注得到的鑄坯加熱至1170℃均熱后熱鍛至截面尺寸為40×40mm的樣品，然后于870℃保溫30分鐘，再以15～20℃/s的降溫速率冷卻至525～560℃進行單道次軋制，變形量為17.3％，軋后溫度為480～500℃，然后迅速放入330℃的鹽浴爐中等溫0.5小時，再轉(zhuǎn)入245℃的鹽浴爐中等溫2h，最后空冷至室溫。鑄坯化學成分如表1所示。

實施例4

將真空冶煉澆注得到的鑄坯加熱至1170℃均熱后熱鍛至截面尺寸為40×40mm的樣品，然后于870℃保溫30分鐘，再以15～20℃/s的降溫速率冷卻至525～560℃進行雙道次軋制，總變形量為31.2％，軋后溫度為420～450℃，然后迅速放入330℃的鹽浴爐中等溫0.5小時，再轉(zhuǎn)入245℃的鹽浴爐中等溫2h，最后空冷至室溫。鑄坯化學成分如表1所示。

本發(fā)明實施例得到的是片層狀貝氏體鐵素體和分布于片層之間的殘余奧氏體組成的超細組織。圖2是實施例3中的高韌性中高碳超細貝氏體鋼金相組織光學照片，圖3是實施例3中貝氏體鋼的透射電鏡圖。可以看出，貝氏體鋼中超細亞結(jié)構(gòu)為厚度50～200nm的薄片貝氏體鐵素體和厚度小于40nm的富碳殘余奧氏體薄膜，無明顯碳化物析出，奧氏體體積分數(shù)為12～27.8％。在受到外力作用下發(fā)生塑性變形時，奧氏體薄膜吸收和消耗能量，延緩裂紋的擴展，顯著提高了貝氏體鋼的塑韌性。從而得到抗拉強度為1500～2000MPa，延伸率為12～22％，室溫沖擊韌性為40～100J/cm²的高強度高韌性貝氏體鋼。

表1鋼的化學成分(wt.％)

不同成分貝氏體鋼的力學性能如表2所示。

表2力學性能

從表2中貝氏體鋼的力學性能數(shù)據(jù)可以看到，與現(xiàn)有技術相比，本發(fā)明以低成本的Si、Mn、Cr為主要添加元素，不添加Ni、Mo、W、Co等貴合金元素，顯著降低生產(chǎn)成本。鍛坯無需高溫擴散退火過程，并通過中溫變形和分級等溫工藝，大幅縮短了低溫納米貝氏體轉(zhuǎn)變時間，由現(xiàn)有的12～200小時降低至2～6小時。所獲得的貝氏體鋼在保證高強度的同時，延伸率和室溫沖擊功較現(xiàn)有方法制備的納米貝氏體鋼提高2～5倍，具有顯著的進步性。

以上實施例的發(fā)明機理為：

(1)本具體實施方式中將奧氏體化后的鍛坯快速冷卻到450～600℃進行單道次或雙道次軋制變形，每道次變形量為15～19％。由于快速降溫后的幾分鐘內(nèi)貝氏體轉(zhuǎn)變尚未開始，處于預相變期，通過變形促使鋼中位錯密度和畸變能增加，從而為貝氏體相變提供更多形核位置和驅(qū)動力；與未進行變形直接等溫的方法相比，貝氏體形核率和轉(zhuǎn)變速率顯著提高；

(2)本具體實施方式在第一步高溫等溫能夠加速貝氏體相轉(zhuǎn)變，形成的塊狀殘余奧氏體能夠在第二步低溫等溫時轉(zhuǎn)變?yōu)楦毿〉呢愂象w板條，促進納米級片層狀殘余奧氏體薄膜和貝氏體鐵素體的形成，從而減小平均板條厚度，消除大塊狀殘余奧氏體對材料性能的不利影響，顯著提高貝氏體鋼的韌性。

因此，本具體實施方式制備的貝氏體鋼具有高強度、良好的塑性和高韌性的特點，能較好地滿足精密器件、汽車領域及重型設備用鋼的要求。

本發(fā)明未盡事宜為公知技術。