專利名稱：一種具有超塑性的超高碳鋼基材,獲得方法,及其應(yīng)用的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有良好的超塑性的超高碳鋼基材，制備該基材的方法；由該基材獲得的超高碳鋼及其獲得方法。
超高碳鋼的超塑性，首先是由Sherby研制成功的。(Acta Metall.，1975，V9，No5，pp569-574.)所用鋼材的碳含量為1.3，1.6，1.9wt％。
為獲得超塑性采用了以下工藝過程-將鑄錠于1150℃固溶處理1.5小時(shí)。目的是使碳化物充分溶解；-在冷卻過程中連續(xù)錕軋到600℃，每道次真應(yīng)變量為0.15，經(jīng)10-15道次。目的是打碎二次滲碳體；-在550-650℃等溫軋制，每道次真應(yīng)變量0.1，軋10-15道次。目的是打碎珠光體，形成超塑性所要求的細(xì)小碳化物顆粒與等軸鐵素體晶粒均勻彌散的組織。
此后，Sherby在改進(jìn)合金成分與工藝過程方面獲得一批專利，奠定了他在超高碳鋼超塑性領(lǐng)域的領(lǐng)先地位。這方面最重要和最有代表性的專利有-美國專利3951697，(1976)；-美國專利4448613，(1984)；-美國專利4533390，(1985)；
-美國專利4769214，(1988)；-美國專利5445685，(19.95)。
在他的專利中，Sherby一再強(qiáng)調(diào)并作為要求保護(hù)的發(fā)明權(quán)利指出超高碳鋼要獲得恒溫超塑性(區(qū)別于相變超塑性)，必須經(jīng)過超塑處理，即通過各種機(jī)械處理，熱處理以及熱機(jī)械處理使超高碳鋼形成具有以下特征的顯微組織碳化物球化為1微米以下的細(xì)小顆粒，均勻分布于5微米以下等軸細(xì)晶狀的鐵素體基體上。Sherby在近期(1995年)的專利中強(qiáng)調(diào)要實(shí)現(xiàn)超高碳鋼的超塑性，有兩個(gè)工藝過程是不可缺少的。第一，通過熱軋等高溫?zé)峒庸か@得消除了粗大碳化物的比較均勻的珠光體組織；第二，通過溫軋或各種方法的熱處理，將上述珠光體片層狀組織轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體與鐵素體兩相的細(xì)小球化組織。Sherby認(rèn)為，球化組織必須占到70％以上，才可能有超塑性。
上述工藝過程的復(fù)雜性及其嚴(yán)重耗能耗時(shí)的弊端阻礙了超高碳鋼超塑性的實(shí)際應(yīng)用。
這些弊端的根本原因在于傳統(tǒng)鑄造工藝在高碳含量下的凝固過程很難避免粗大碳化物的形成，因此，其鑄態(tài)組織就已包含著對超塑性極為不利的因素，以至不得不在固態(tài)條件下采用各種復(fù)雜而高耗能的工藝手段加以克服。只有采用凝固過程與傳統(tǒng)工藝有根本區(qū)別的新工藝，從原始凝固組織上避免不利于超塑性的因素，才有希望找到獲取超高碳鋼超塑性的低成本而高效率的新途徑。
本發(fā)明選擇合適的合金成分，并采用凝固過程與傳統(tǒng)工藝有根本區(qū)別的新工藝，例如采用噴射成形工藝，直接得到具有超塑性的超高碳鋼基材。
本發(fā)明的所述的具有超塑性的超高碳鋼基材，避免了現(xiàn)行的復(fù)雜的超高碳鋼超塑處理工藝過程，大大拓寬了超高碳鋼的實(shí)際應(yīng)用前景。
本發(fā)明提供了一種具有自超塑性的超高碳鋼基材，該基材的合金成分為C 1.0～1.8；以取1.2～1.5為最佳，Si0.5～3.5；以取2～3為最佳，Cr0.5～2.0；以取1～2為最佳，Mn0.2～0.7；Fe余量。
其中，對Fe的雜質(zhì)含量限制，只要求達(dá)到工業(yè)碳鋼的一般標(biāo)準(zhǔn)。該基材的顯微組織為無晶界碳化物網(wǎng)絡(luò)，等軸晶狀的均勻珠光體，其珠光體團(tuán)尺寸在10微米以下，珠光體片間距在1微米以下。
本發(fā)明還給出了一種低成本，高效率地獲得具有超塑性的超高碳鋼基材的新方法，該方法為首先選取合適的母合金，然后采用一定的工藝得到如前述的具有無晶界碳化物網(wǎng)絡(luò)，等軸晶狀的均勻珠光體，其珠光體團(tuán)尺寸在10微米以下，珠光體片間距在1微米以下金相組織特征的超高碳鋼基材。
其選擇合金成分的原則是a.在噴射成形過程中可抑制晶界二次碳化物網(wǎng)絡(luò)形成；b.有利于噴射成形形成以細(xì)密珠光體為特征的顯微組織；c.具有在一定溫度和變形條件下促進(jìn)珠光體球化的作用；d.具有阻止碳化物顆粒粗化的作用；e.將共析轉(zhuǎn)變溫度擴(kuò)展為較寬的溫度區(qū)間；f.防止在超塑變形過程中發(fā)生石墨化；g.保持低合金超高碳鋼原材料價(jià)格低廉的特點(diǎn)。
符合上述原則的合金系列之一C 1.0～1.8；Si0.5～3.5(抑制晶界碳化物網(wǎng)絡(luò)，將A1擴(kuò)展為溫度區(qū)間)；Cr0.5～2.0(抑制Si的石墨化傾向，促進(jìn)珠光體球化，延緩組織粗化)；Mn0.2～0.7(防止原材料中S等有害微量元素的影響)；余Fe。
采用的工藝可以是要經(jīng)過多道工序的傳統(tǒng)工藝，例如鑄造——多道次高溫鍛造——高溫固溶——淬火或快冷到珠光體形成溫度(后兩道工序通常要反復(fù)幾次)；也可以采用噴射成形工藝。采用噴射成形的冶金工藝能一次直接獲得所述的超高碳鋼基材。這對于降低成本，提高效率，實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化是至關(guān)重要的。
噴射成形的工藝過程是將超高碳鋼母合金放入感應(yīng)爐加熱，使之熔化，在高于熔點(diǎn)150～250℃的溫度下保持一段時(shí)間，使熔體的溫度和成分達(dá)到均勻。然后用高壓氮?dú)庀蛉垠w噴射，使之霧化成細(xì)小液滴，飛行并沉積在收集底座上，完成凝固并形成塊體。
噴射成形工藝具有快速凝固特點(diǎn)，可避免偏析，獲得均勻細(xì)化的組織，所得到的材料無須任何熱處理或機(jī)械處理，即可在一定溫度下獲得延伸率在150％以上的超塑性。
本發(fā)明所說的超高碳鋼基材在一定的工藝條件下可進(jìn)行超塑變形，從而獲得具有自超塑性的超高碳鋼，其工藝條件為溫度范圍在共析轉(zhuǎn)變開始溫度以下約50℃到共析轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度以上約50℃的整個(gè)溫度范圍內(nèi)具有超塑性；在共析轉(zhuǎn)變區(qū)間可獲得最大延伸率。
變形速率范圍適合的變形速率有兩個(gè)范圍1×10-4/S～8×10-4/S和4×10-3/S～1×10-2/S。
本發(fā)明所述的超高碳鋼基材進(jìn)行超塑變形的原理，經(jīng)過組織檢驗(yàn)證明其金屬結(jié)構(gòu)在一定溫度和一定速率的變形過程中可自行發(fā)生顯微組織向著有利于超塑性方向的轉(zhuǎn)變，即由片層狀轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S顆粒狀。其中所含合金成分起到了促進(jìn)作用。這種組織轉(zhuǎn)變提供進(jìn)一步超塑變形的延伸率。如此相互促進(jìn)，達(dá)到高的總延伸率。
上述超塑變形原理使得該材料的超塑性不僅可在低變形速率下(～10-4/S)獲得，而且可在高變形速率(～10-2/S)下獲得。這是由于適當(dāng)?shù)母咦冃温视欣诮M織的碎化和球化，相當(dāng)于施加機(jī)械熱處理。這是本發(fā)明最具實(shí)用性的特點(diǎn)之一。
上述超塑變形原理使得該材料超塑性可在一個(gè)相當(dāng)大的溫度范圍內(nèi)獲得。在一定的合金元素作用下，共析溫度A1被擴(kuò)展為一個(gè)溫度范圍(該溫度范圍內(nèi)為鐵素體+滲碳體+奧氏體三相區(qū))，這一溫度區(qū)與其以上約50℃及以下約50℃所構(gòu)成的整個(gè)溫度范圍內(nèi)都有超塑性。溫度范圍可寬達(dá)150℃以上，這給實(shí)際應(yīng)用帶來很大便利。
應(yīng)該指出的是本發(fā)明中由于第三元合金元素的加入使Fe-C二元系中的單一共析轉(zhuǎn)變溫度擴(kuò)展為一個(gè)溫度范圍，對珠光體狀態(tài)的超高碳鋼不經(jīng)超塑處理直接顯示超塑性具有十分重要的意義。這是因?yàn)?，在此溫度區(qū)間珠光體發(fā)生部分性轉(zhuǎn)變，故在變形過程中更容易碎化，細(xì)化和球化；而所形成的鐵素體+滲碳體+奧氏體三相組織，也具有較強(qiáng)的抵抗組織粗化的能力，從而可獲得超塑性的最佳值。
實(shí)施例1超高碳鋼基材母合金成分(化學(xué)分析結(jié)果)1.22C-2.98Si-1.47Cr-0.66Mn-余Fe(wt％)。
制備過程為首先按所需成分預(yù)先按通常工藝制得超高碳鋼母合金，然后利用噴射成形工藝獲得超高碳鋼基材將超高碳鋼母合金放入中頻感應(yīng)爐加熱，使之熔化，在高于熔點(diǎn)150～250℃的溫度下保持一段時(shí)間(約7分鐘)，使熔體的溫度和成分到達(dá)均勻。然后使熔體通過導(dǎo)液管均勻流出，用高壓(約2Mpa)氮?dú)?純度高于99.8％)通過安置于導(dǎo)液管下方的霧化器噴嘴向熔體噴射，使之霧化成細(xì)小液滴，這些碎化的小液滴飛行并沉積在收集底座(底座為銅質(zhì)圓柱體)上，完成凝固并形成塊體。噴射過程中氣體與金屬熔體的流率比約為0.3m3/Kg；噴嘴到收集底座的距離為340～400mm。
該噴射成形獲得的超高碳鋼基材的顯微組織如

圖1所示，無碳化物網(wǎng)絡(luò)，呈均勻細(xì)密的珠光體組織。
其共析轉(zhuǎn)變溫度A1為一區(qū)間，熱分析得出溫度范圍為808-848℃。
對本實(shí)施例所獲得的超高碳鋼基材進(jìn)行拉伸測試，其低變形速率和高變形速率下及不同溫度下(A1區(qū)內(nèi)，A1以上，A1以下)的超塑變形延伸率見表1表1 噴射成形超高碳鋼基材的拉伸延伸率(％)

參見圖2和圖3，分別為820℃拉伸后(速率為1×10-2/S)試樣變形區(qū)與未變形區(qū)的顯微組織(×1000，金相照片)，可以看到變形區(qū)明顯粒化，而未變形區(qū)基本上仍為珠光體組織，表明在拉伸過程中顯微組織發(fā)生了有利于超塑性的轉(zhuǎn)變。表2.不同組份的超高碳鋼基材在A1溫度區(qū)域與5×10-3/s應(yīng)變速率條件下的拉伸延伸率

權(quán)利要求
1.一種超高碳鋼基材，其合金成分為(下列為重量百分比)C 1.0～1.8；Si0.5～3.5；Cr0.5～2.0；Mn0.2～0.7；Fe余量；該超高碳鋼基材的顯微組織為無晶界碳化物網(wǎng)絡(luò)，等軸晶狀的均勻珠光體，其珠光體團(tuán)尺寸在10微米以下，珠光體片間距在1微米以下。
2.一種如權(quán)利要求1所述的超高碳鋼基材，其特征在于所述的超高碳鋼基材的合金成分為C 1.2～1.5；Si2.0～3.0；Cr1.0～2.0；Mn0.3～0.7；Fe余量。
3.一種獲得如權(quán)利要求1或2所述的超高碳鋼基材的方法，該方法包括如下步驟i. 選取合適的母合金，除C和Fe外，還包括Si，Cr，Mn中的兩種成分，其重量百分比為C 1.0～1.8；Si0.5～3.5；Cr0.5～2.0；Mn0.2～0.7；Fe余量；ii.采用噴射成形的冶金工藝。
4.如權(quán)利要求1或2所述的超高碳鋼基材，通過超塑變形方法應(yīng)用于制備或獲得超塑性超高碳鋼，該超塑性超高碳鋼的合金成分為(下列為重量百分比)C1.0～1.8；Si0.5～3.5；Cr0.5～2.0；Mn0.2～0.7；Fe余量；該超塑性超高碳鋼的金相結(jié)構(gòu)從珠光體組織的片層狀碎化、粒化為可以提供進(jìn)一步超塑變形的等軸顆粒狀。
5.如權(quán)利要求4所述的超塑變形方法為通過拉伸變形而珠光體組織的片層狀碎化、?；癁榭梢蕴峁┻M(jìn)一步超塑變形的等軸顆粒狀，其特征在于所述的拉伸變形是在下列的溫度范圍與速率范圍內(nèi)進(jìn)行的；溫度范圍為自共析轉(zhuǎn)變開始溫度以下50℃到共析轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度以上50℃；變形速率范圍為1×10-4/s～8×10-4/s和4×10-3/s～1×10-2/s。
6.如權(quán)利要求5所述的超塑變形方法，其特征在于所述的拉伸變形在共析轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行，可獲得最佳延伸率。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種超高碳鋼基材及其制備方法,該基材的顯微組織為:無晶界碳化物網(wǎng)絡(luò),等軸晶狀的均勻珠光體,其珠光體團(tuán)尺寸在10微米以下,珠光體片間距在1微米以下。本發(fā)明主要是選擇合適的合金成分,例如C;Si;Cr;Mn;Fe。并采用凝固過程與傳統(tǒng)工藝有根本區(qū)別的新工藝,例如采用噴射成形工藝,直接得到具有超塑性的超高碳鋼基材。由于不需要經(jīng)過傳統(tǒng)的超塑處理工藝即可具有良好的超塑性,從而使本發(fā)明的超高碳鋼基材具有廣泛工業(yè)應(yīng)用前景。
文檔編號(hào)C22C38/34GK1367272SQ0112695
公開日2002年9月4日 申請日期2001年9月30日 優(yōu)先權(quán)日2001年9月30日
發(fā)明者章靖國, 史海生, 林一堅(jiān), 姚錦聲, 孫德生 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司