專利名稱：：一種用于高碳鋼的熱機(jī)械處理工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種熱機(jī)械處理工藝，特別涉及一種用于制備具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼的熱機(jī)械處理工藝。
背景技術(shù)：
：晶粒細(xì)化是提高材料的強(qiáng)度和保持其塑性的有效手段，超細(xì)晶(5pm以下)材料具有超高硬度、優(yōu)異的壓縮和拉伸強(qiáng)度，而且在一定溫度下存在超塑性變形能力。但當(dāng)晶粒尺寸降低到微米以下時(shí)，在強(qiáng)度顯著提高的同時(shí)強(qiáng)屈比迅速下降，塑性(特別是最重要的延性指標(biāo)一均勻延伸率)降低。這主要是由于組織超細(xì)化使材料的加工硬化率明顯下降。而合理的相控制可以有效改善材料的加工硬化能力，升高材料的強(qiáng)屈比，提高強(qiáng)韌化水平。例如，可以通過分散的第二相顆粒(滲碳體或馬氏體)改善超細(xì)晶鋼鐵材料的加工硬化能力，提高超細(xì)晶鋼鐵材料的室溫均勻延伸率。通常將由晶粒尺寸小于5pm的鐵素體基體和尺寸小于lpm的滲碳體粒子組成的顯微組織稱為超細(xì)化復(fù)相組織。按質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)，高碳鋼的含碳量在0.60%以上，其平衡態(tài)組織以片層狀珠光體為主。片層狀珠光體具有較高的強(qiáng)度，但塑性較差，限制了高碳鋼的工業(yè)應(yīng)用。特別是對(duì)于過共析鋼，常態(tài)組織中還含有網(wǎng)狀滲碳體(先共析滲碳體)，使塑性進(jìn)一步惡化。為了改進(jìn)高碳鋼的機(jī)械加工性能，通常需要對(duì)其進(jìn)行球化處理以得到球化的滲碳體粒子與鐵素體基體的復(fù)相組織。常規(guī)球化退火熱處理工藝周期長(zhǎng)、能耗多，獲得的球化珠光體組織較粗大，雖然能夠提高高碳鋼的塑性，但使其強(qiáng)度明顯下降。為了縮短球化退火的時(shí)間，各國(guó)研究人員一直致力于改進(jìn)共析鋼的球化退火處理工藝。例如，通過循環(huán)退火的方法可以明顯縮短球化退火時(shí)間，但所得球化組織仍較為粗大。而利用形變促進(jìn)球化處理，在顯著縮短球化時(shí)間的同時(shí)可以獲得超細(xì)化復(fù)相組織。Sherby等人最先對(duì)這一現(xiàn)象進(jìn)行了研究，研究對(duì)象主要是碳含量在1.0~2.0%范圍內(nèi)的高碳鋼。Sherby等人在美國(guó)專利3951697和美國(guó)專利4448613中公開了用于制備具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼的幾種熱機(jī)械處理工藝，包括熱變形+珠光體溫變形、熱變形+珠光體冷變形+退火、回火馬氏體溫變形和回火馬氏體冷變形+退火、熱變形+珠光體溫變形+(Y+0)兩相區(qū)退火和熱變形+珠光體溫變形+(Y+0)兩相區(qū)退火+溫變形等工藝。雖然這些工藝能夠有效地將碳含量在1.0~2.0%范圍內(nèi)的高碳鋼的顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)槌?xì)化復(fù)相組織，但是上述工藝需要大的累積應(yīng)變量(典型的累積應(yīng)變量為3.0)，而且一般仍然需要進(jìn)行幾十分鐘到幾個(gè)小時(shí)的退火，耗費(fèi)能量依然較多。針對(duì)這些問題，發(fā)明人在專利ZL200710063576.2中提出了一種基于過冷奧氏體動(dòng)態(tài)相變的熱機(jī)械處理工藝。與Sherby等人提出的工藝相比，該工藝通過過冷和變形的雙重作用使奧氏體直接向珠光體轉(zhuǎn)變(動(dòng)態(tài)珠光體相變)，而不是先形成網(wǎng)狀滲碳體再形成珠光體，不需要如Sherby等人在其專利中所強(qiáng)調(diào)地首先利用熱變形破碎網(wǎng)狀滲碳體，從而簡(jiǎn)化了變形工藝，減小了所需要的應(yīng)變量。室溫力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，通過該工藝制備的超細(xì)化復(fù)相組織的抗拉強(qiáng)度在10001200MPa范圍內(nèi)，延伸率不足10%,明顯低于等溫球化退火獲得的球化組織(延伸率在15~25%之間)，限制了其工程應(yīng)用范圍。發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過該工藝制備的超細(xì)化復(fù)相組織的鐵素體基體中大角度晶界分?jǐn)?shù)僅約為60%，而等溫球化退火條件下大角度晶界分?jǐn)?shù)則高于80%(見"MicrostructureHotDeformationandSubsequentAnnealing",METALLURGICALANDMATERIALSTRANSACTIONSA,2008，39A(3):624-635)。發(fā)明人認(rèn)為，通過提高鐵素體基體中大角度晶界分?jǐn)?shù)，有望獲得延伸率較好的具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼。因此，為了拓展具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼的工程應(yīng)用范圍，有必要開發(fā)一種能夠使高碳鋼超細(xì)化復(fù)相組織的鐵素體基體中大角度晶界分?jǐn)?shù)高于80%的累積應(yīng)變量小且無(wú)須長(zhǎng)時(shí)間退火的熱機(jī)械處理工藝。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的是提供一種用于制備具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼的熱機(jī)械處理工藝，所述超細(xì)化復(fù)相組織由晶粒尺寸小于5pm的鐵素體基體和尺寸小于0.5|am的滲碳體粒子組成，并且鐵素體基體中大角度晶界分?jǐn)?shù)高于80%。該工藝不僅過程簡(jiǎn)單，而且可以改善高碳鋼的強(qiáng)度與塑性配合。實(shí)現(xiàn)本發(fā)明目的的具體方法是如圖1所示，將碳含量在0.85~2.0%范圍內(nèi)(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的高碳鋼加熱到在Acm以上50~300°C的溫度Tl，并保溫5~120分鐘的時(shí)間t，以使?jié)B碳體充分溶解在奧氏體內(nèi)，然后以5~100°C/s的冷卻速度CI過冷至在A廣Arcm溫度范圍內(nèi)的溫度T2進(jìn)行變形，應(yīng)變量el為0.1~0.8，然后再以5~100°C/s的加熱速度C2加熱到在A廣Ac!溫度范圍內(nèi)的溫度T3進(jìn)行變形，應(yīng)變量s2為0.20.8，然后以0.2~20°C/s的冷卻速度C3冷卻至室溫。其中，時(shí)間t取決于高碳鋼的含碳量、工件尺寸和保溫溫度，含碳量越大和/或工件尺寸越大所需要的時(shí)間t越長(zhǎng)，而保溫溫度越高所需要的時(shí)間t越短。冷卻速度Cl由熱膨脹法測(cè)定，選擇標(biāo)準(zhǔn)是在該冷卻速度下高碳鋼的Afem溫度小于A,溫度，優(yōu)選的是在該冷卻速度下高碳鋼的Arcm溫度在Ai溫度以下50~300°C范圍內(nèi)。加熱速度C2由熱膨脹法測(cè)定，選擇標(biāo)準(zhǔn)是在該加熱速度下，高碳鋼的Ad溫度在Aj顯度以上50~200°C范圍內(nèi)。本發(fā)明的方法也適用于碳含量小于0.85%的高碳鋼，具體方法是將碳含量小于0.85%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的高碳鋼加熱到在~以上5040(TC范圍內(nèi)的溫度Tl，并保溫5~120分鐘的時(shí)間t，以使?jié)B碳體充分溶解在奧氏體內(nèi)，然后以510(TC/s的冷卻速度Cl冷卻至在A廣An溫度范圍內(nèi)的溫度T2進(jìn)行變形，應(yīng)變量sl為0.1-0.8，然后再以5~100°C/s的加熱速度C2加熱到在A^Ad溫度范圍內(nèi)的溫度T3進(jìn)行變形，應(yīng)變量s2為0.2~0.8，然后以0.2~20°C/s的冷卻速度C3冷卻至室溫。其中，時(shí)間t取決于高碳鋼的含碳量、工件尺寸和保溫溫度，含碳量越大和/或工件尺寸越大所需要的時(shí)間t越長(zhǎng)，而保溫溫度越高所需要的時(shí)間t越短。冷卻速度Cl由熱膨脹法測(cè)定，選擇標(biāo)準(zhǔn)是在該冷卻速度下高碳鋼的An溫度在Ai溫度以下50300。C范圍內(nèi)。加熱速度C2由熱膨脹法測(cè)定，選擇標(biāo)準(zhǔn)是在該加熱速度下高碳鋼的ACl溫度在Ai溫度以上50~200°C范圍內(nèi)。本發(fā)明的方法也適用于鋁含量在0.50~2.0%范圍內(nèi)(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的高碳鋼。本工藝首先利用過冷和變形的雙重作用促進(jìn)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變，獲得團(tuán)徑小且片層間距小的珠光體，并且抑制過共析鋼中網(wǎng)狀先共析滲碳體的形成；然后利用"過熱"和變形的雙重作用促進(jìn)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變，獲得奧氏體與未溶滲碳體粒子的混合組織；最后在控制冷卻過程通過離異共析轉(zhuǎn)變獲得所述超細(xì)化復(fù)相組織。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的方法僅需要較小的累積應(yīng)變量，不需要進(jìn)行退火處理就可以獲得具有由晶粒尺寸小于5pm的鐵素體基體和尺寸小于0.5pm的滲碳體粒子組成且鐵素體基體中大角度晶界分?jǐn)?shù)高于80%的超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼。高碳鋼的抗拉強(qiáng)度在800~1200MPa之間，室溫延伸率超過15%。圖1是根據(jù)本發(fā)明的熱機(jī)械處理工藝示意圖。圖2是實(shí)施例1制備的高碳鋼的顯微組織。圖3是實(shí)施例1制備的高碳鋼的鐵素體基體的晶界取向差分布圖。圖4是實(shí)施例2制備的高碳鋼的顯微組織。圖5是實(shí)施例2制備的高碳鋼的鐵素體基體的晶界取向差分布圖。圖6是實(shí)施例3制備的高碳鋼的顯微組織。圖7是實(shí)施例3制備的高碳鋼的鐵素體基體的晶界取向差分布圖。具體實(shí)施例方式實(shí)施例1圖2所示的根據(jù)本發(fā)明的熱機(jī)械處理工藝制備的高碳鋼的碳含量為0.97%，其它合金元素含量在普通碳素鋼的通常范圍內(nèi)。利用熱膨脹法測(cè)得其Acm為816°C，Ai為727°C，當(dāng)冷卻速度C1為30。C/s時(shí)，Ar咖為600。C，當(dāng)加熱速度C2為20°C/s時(shí)，ACl為810°C。將該高碳鋼加熱到1000。C保溫6分鐘后以30°C/s的冷卻速度冷卻至650°C進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.50，然后以20OC/s的加熱速度加熱到750。C進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.30，然后以5'C/s的冷卻速度冷卻至室溫，得到圖2所示的超細(xì)化復(fù)相組織，其中鐵素體平均晶粒尺寸約為3.8微米，滲碳體顆粒平均尺寸約為0.4微米。EBSD分析表明，所得超細(xì)化復(fù)相組織的鐵素體基體中大角度晶界(取向差大于15度)的總分?jǐn)?shù)約為92%，如圖3所示。從表1給出的室溫力學(xué)性能可以看出，在相同成分下，通過本實(shí)施例制備的具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼的抗拉強(qiáng)度與通過常規(guī)正火處理的高碳鋼的抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，而延伸率則明顯提高，與通過常規(guī)等溫球化退火處理的高碳鋼的延伸率相當(dāng)。實(shí)施例2圖4所示的根據(jù)本發(fā)明的熱機(jī)械處理工藝制備的高碳鋼的碳含量為1.00%，鋁含量為0.96%，其它合金元素含量在普通碳素鋼的通常范圍內(nèi)。利用熱膨脹法測(cè)得其Ai為761°C，當(dāng)冷卻速度Cl為30°C/s時(shí)，Arcm為54(fC，當(dāng)加熱速度C2為20°C/s時(shí)，ACl為850°C。將該高碳鋼加熱到1050DC保溫6分鐘后以30°C/s的冷卻速度冷卻至650°C進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.50，然后以20°(:/3的加熱速度加熱到780°<:進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.40，然后以5'C/s的冷卻速度冷卻至室溫，得到圖4所示的超細(xì)化復(fù)相組織，其中鐵素體平均晶粒尺寸約為3.5微米，滲碳體顆粒平均尺寸約為0.3微米。EBSD分析表明，所得超細(xì)化復(fù)相組織的鐵素體基體中大角度晶界(取向差大于15度)的總分?jǐn)?shù)為93%，如圖5所示。從表l給出的室溫力學(xué)性能可以看出，在相同成分下，通過本實(shí)施例制備的具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼的抗拉強(qiáng)度與通過常規(guī)正火處理的高碳鋼的抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，而延伸率則明顯提高，與通過常規(guī)等溫球化退火處理的高碳鋼的延伸率相6當(dāng)。實(shí)施例3圖6所示的根據(jù)本發(fā)明的熱機(jī)械處理工藝制備的高碳鋼的碳含量為0.81%，其它合金元素含量在普通碳素鋼的通常范圍內(nèi)。利用熱膨脹法測(cè)得其A,為727°C，當(dāng)冷卻速度Cl為3(fC/s時(shí)，A^為595。C，當(dāng)加熱速度C2為30°C/s時(shí)，ACl為S00。C。將該高碳鋼加熱到900°C保溫10分鐘后以30°C/s的冷卻速度冷卻至650°C進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.30，然后以30°C/s的加熱速度加熱到750°C進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.50，然后以5°C/s的冷卻速度冷卻至室溫，得到圖6所示的超細(xì)化復(fù)相組織，其中鐵素體平均晶粒尺寸約為3.0微米，滲碳體顆粒平均尺寸約為0.3微米。EBSD分析表明，所得超細(xì)化復(fù)相組織的鐵素體基體中大角度晶界(取向差大于15度)的總分?jǐn)?shù)為卯％，如圖7所示。從表1給出的室溫力學(xué)性能可以看出，在相同成分下，通過本實(shí)施例制備的具有超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼的抗拉強(qiáng)度與通過常規(guī)正火處理的高碳鋼的抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，而延伸率則明顯提高，與通過常規(guī)等溫球化退火處理的高碳鋼的延伸率相當(dāng)。表1通過本發(fā)明方法制備的高碳鋼的室溫力學(xué)性能<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>權(quán)利要求1、一種用于高碳鋼的熱機(jī)械處理工藝，其特征在于將按質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)，碳含量在0.85～2.0％范圍內(nèi)的高碳鋼加熱到在Acm以上50～300℃范圍內(nèi)的溫度T1，并保溫5～120分鐘的時(shí)間t，以使?jié)B碳體充分溶解在奧氏體內(nèi)，然后以5～100℃/s的冷卻速度C1冷卻至在A1～Arcm溫度范圍內(nèi)的溫度T2進(jìn)行變形，應(yīng)變量ε1為0.1～0.8，然后再以5～100℃/s的加熱速度C2加熱到在A1～Ac1溫度范圍內(nèi)的溫度T3進(jìn)行變形，應(yīng)變量ε2為0.2～0.8，然后以0.2～20℃/s的冷卻速度C3冷卻至室溫；碳含量小于0.85％的高碳鋼則加熱到在A1以上50～400℃范圍內(nèi)的溫度T1，滲碳體充分溶解在奧氏體內(nèi)后以5～100℃/s的冷卻速度C1冷卻至在A1～Ar1溫度范圍內(nèi)的溫度T2進(jìn)行變形，其余工藝過程與碳含量在0.85～2.0％范圍內(nèi)相同。2、如權(quán)利要求l所述的熱機(jī)械處理工藝，其特征在于，冷卻速度C1由熱膨脹法測(cè)定，對(duì)于碳含量在0.85~2.0%范圍內(nèi)的高碳鋼，在該冷卻速度下，高碳鋼的Arcm溫度在Ai溫度以下5030()OC范圍內(nèi)；對(duì)于碳含量小于0.85%的高碳鋼，在該冷卻速度下，高碳鋼的Ar!溫度在A！溫度以下50~300°C范圍內(nèi)。3、如權(quán)利要求1所述的熱機(jī)械處理工藝，其特征在于，加熱速度C2由熱膨脹法測(cè)定，在該加熱速度下，高碳鋼的Ad溫度在Ai溫度以上50200。C范圍內(nèi)。全文摘要本發(fā)明涉及一種用于高碳鋼的熱機(jī)械處理工藝。本發(fā)明將按質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)，碳含量在0.60～2.0％范圍內(nèi)的高碳鋼加熱到奧氏體單相區(qū)的某一溫度進(jìn)行保溫獲得單相奧氏體后，以適當(dāng)冷卻速度將奧氏體過冷至在A₁～Ar_cm或A₁～Ar₁溫度范圍內(nèi)的某一溫度進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.1～0.8，然后再以適當(dāng)加熱速度加熱到在A₁～Ac₁溫度范圍內(nèi)的某一溫度進(jìn)行變形，應(yīng)變量為0.2～0.8，然后以適當(dāng)冷卻速度冷卻至室溫。通過上述工藝可獲得具有由晶粒尺寸小于5μm的鐵素體基體和尺寸小于0.5μm的滲碳體粒子組成且鐵素體基體中大角度晶界分?jǐn)?shù)高于80％的超細(xì)化復(fù)相組織的高碳鋼。高碳鋼的抗拉強(qiáng)度在800～1200MPa之間，延伸率超過15％。文檔編號(hào)C21D11/00GK101514388SQ20091008066公開日2009年8月26日申請(qǐng)日期2009年3月25日優(yōu)先權(quán)日2009年3月25日發(fā)明者孫祖慶,偉李,李龍飛,楊王玥,偉陳申請(qǐng)人:北京科技大學(xué)