CN112280941B - 一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法 - Google Patents

一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法，其设计思路是依据钢的层错能大小，在钢的滑移和孪生变形方式的临界转变温度以上50～350℃轧制变形20～40％，然后在贝氏体相变温度区间进行50～80％不完全贝氏体相变，再在孪生变形温度区间进行5～20％变形，从而，使钢的强度和塑性以及韧性同时大幅度提高，获得超高强度、超高塑性、超高韧性的贝氏体钢。

Description

一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法
技术领域
本发明涉及一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法，属于钢铁材料及其热加工领域。
背景技术
新一代钢铁材料追求的目标是超高强度和超高塑韧性，但是传统的制造工艺方法难以同时获得提高材料的强度和塑性的效果，提高钢的强度会降低其塑性，提高钢的塑性会降低其强度。近年来，材料科学家为此开展了大量的研究和探索工作，取得了一些令人振奋的研究结果。比如：北京科技大学吕兆平教授团队利用高密度、超共格第二析出相，研发出了强度达到2.2GPa，延伸率为8.2％的马氏体时效钢，香港科技大学黄明欣教授和北京科技大学罗海文教授团队，设计的高密度位错D&P钢强度达到2.2GPa，延伸率达到15％。二者为超高强塑韧性钢的研制提供了新的设计思路和技术经验，为超高强塑韧性钢的工程应用带来了希望。于此同时，中科院金属研究所张哲峰教授团队***揭示了层错能对钢的微观结构、疲劳机制等方面的影响规律。该团队通过优化合金成分设计，降低层错能改变微观变形方式，使钢的强度和塑性得到同时提高。
基于新一代材料的超高强塑韧性要求和层错能调控理论，研究层错与位错的交互作用以及层错能的改变对钢强韧化机制的影响，可为超高强塑韧性材料的化学成分和制造工艺设计提供新的思路。
发明内容
本发明提出了一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法。基于层错能调控理论，将高温奥氏体化状态的钢冷却至层错能对应的孪生和滑移变形方式的临界温度以上50～350℃进行20～40％轧制变形，来增加钢的存储位错密度以提高基体强度，然后在钢的贝氏体相变温度区间等温进行50～80％的不完全贝氏体相变，再在层错能对应的孪生转变温度区间进行5～20％变形，使基体中的面心立方结构相形成孪晶，从而使钢的强度和塑性以及韧性得到同时大幅度提高。
本发明技术方案如下：
一种基于层错能调控的超高强塑韧性无碳化物贝氏体钢，其设计思路如下：
1、钢的层错能调控面心立方结构相的变形机制，从而影响钢的力学性能：钢的层错能值的大小决定了面心立方结构相受力时发生孪晶转变，马氏体转变或是位错滑移，不同的变形机制使钢表现为迥异的力学性能。
2、可以通过以下几个方式获得钢的层错能大小：⑴根据层错能计算的G.B.Olson热力学模型，面心立方结构相的层错能可以看做为面心立方和密排六方结构之间的自由能差；⑵根据Reed的技术方案，利用XRD测定微观应力，计算层错能；⑶根据TEM测定层错能。
3、利用膨胀仪或者热模拟设备测试钢的贝氏体相变动力学，获得钢在贝氏体相变温度区间不同温度发生50～80％不完全贝氏体相变所需要的时间。
4、核心技术是将原始钢材固溶处理后，在层错能对应的滑移和孪生变形方式的临界温度以上50～350℃轧制变形20～40％，增加位错密度，然后在钢的贝氏体相变温度区间等温进行50-80％的不完全贝氏体相变，再在层错能对应的孪生变形温度区间进行5～20％变形，在残余奥氏体内部形成一定数量的孪晶，同时大幅度提高基体的强度和塑性。
该超高强塑韧性无碳化物贝氏体钢的制备工艺如下：
一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法，其包括：
首先通过测试或计算确定钢的层错能，并确定所述层错能对应的钢的滑移变形温度区间和孪生变形温度区间；
对钢进行锻造处理后冷却至室温，再加热至900～1000℃保温20～60min进行奥氏体化处理，然后在钢的滑移变形和孪生变形交替的临界转变温度以上50～350℃进行20～40％变形；
再在钢的贝氏体相变温度区间等温处理，使所述钢发生50～80％的不完全贝氏体相变后，在钢的所述孪生变形温度区间进行5～20％变形。
进一步地，在本发明较佳的实施例中，在钢的贝氏体相变温度区间进行所述等温处理的时间为t，其通过测试钢的贝氏体相变动力学后，依据钢在所述贝氏体相变温度区间内的不同温度发生50～80％不完全贝氏体相变所需要的时间来确定。
进一步地，在本发明较佳的实施例中，在所述钢发生50～80％的不完全贝氏体相变后，进行5～20％变形时的温度区间为所述层错能对应的孪生转变温度区间。
进一步地，在本发明较佳的实施例中，钢中主要元素化学成分范围是：C0.3-0.7wt％，Si 1.5-2.5wt％，同时，钢中含有Mn、Cr、Ni、Mo、Al合金元素中的一种或多种。
进一步地，在本发明较佳的实施例中，利用电炉冶炼钢锭，对钢锭进行锻造处理后冷却到室温，然后再加热至900～1000℃保温20～60min进行奥氏体化处理。
进一步地，在本发明较佳的实施例中，所述超高强塑韧性贝氏体钢中含有10-30％体积含量的残余奥氏体。
本发明技术优点如下：
1.适用范围广：本发明中基于层错能调控理论的设计思路适用范围广，可应用于中高碳无碳化物贝氏体钢。
2.应用价值高：本发明基于层错能调控理论制备的钢，其强塑韧性得到大幅度提高，具有重要的工程价值。
3.生产成本低：本发明中基于层错能调控理论的设计思路不用添加贵重金属元素，只是工艺改变，生产成本低。
具体实施方式
下面将结合实施例对本发明的实施方案进行详细描述，但是本领域技术人员将会理解，下列实施例仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
实施例1：
一种中碳低合金无碳化物贝氏体钢，其化学成分(wt％)为：C：0.49、Si：1.55、Mn：1.82、Cr：1.20、Mo：0.20、Al：0.69，其余为Fe和少量杂质元素。经测试可知，这个成分钢的孪生和滑移变形交替的临界温度为300℃；该钢在240℃时等温2h贝氏体相变70％。具体工艺是：采用电弧炉冶炼上述成分钢锭，然后将钢锭加热到1200℃进行锻造，终锻温度不低于850℃。将钢在920℃奥氏体化30分钟，控冷至550℃区间热轧20％，迅速放置在240℃盐浴炉中等温2小时后，再进行20％轧制变形，最后空冷至室温。
经过这个工艺方法处理的无碳化物贝氏体钢以及将钢在920℃奥氏体化30分钟后在普通240℃等温淬火处理的无碳化物贝氏体钢的拉伸结果如表1所示。可见，经过这个工艺方法处理的无碳化物贝氏体钢比普通240℃等温淬火处理的无碳化物贝氏体钢的强度、延伸率和韧性分别提高46％、8％和26％。
表1.普通等温淬火和层错能调控工艺贝氏体钢力学性能对比
Figure BDA0002707109880000041
实施例2：
一种中低碳无碳化物贝氏体钢，其化学成分(wt％)为：C：0.32、Si：1.65、Mn：1.62、Cr：1.23、Mo：0.35、Al：0.63，其余为Fe和少量杂质元素。经测试可知，这个成分钢的孪生和滑移变形交替的临界温度为400℃；该钢在320℃时等温1h贝氏体相变75％。具体工艺是：采用电弧炉冶炼上述成分钢锭，然后将钢锭加热到1200℃进行锻造，终锻温度不低于900℃。将钢在920℃奥氏体化30分钟，控冷至530℃区间热轧30％，迅速放置在320℃盐浴炉中等温1h后，进行15％轧制变形后空冷至室温。
经过这个工艺方法处理的无碳化物贝氏体钢以及将钢在920℃奥氏体化30分钟后在普通350℃等温淬火处理的无碳化物贝氏体钢的拉伸结果如表2所示。经过这个工艺方法处理的无碳化物贝氏体钢比普通350℃等温淬火处理的无碳化物贝氏体钢的抗拉强度、延伸率和韧性分别提高45％、12％和45％。
表2.普通等温淬火和层错能调控工艺贝氏体钢力学性能对比
Figure BDA0002707109880000051
实施例3：
一种中高碳无碳化物贝氏体钢，其化学成分(wt％)为：C：0.70、Si：2.5、Mn：0.62、Cr：0.58，其余为Fe和少量杂质元素。经测试可知，这个成分钢的孪生和滑移变形交替的临界温度为250℃；该钢在200℃时等温3h贝氏体相变65％。具体工艺是：采用电弧炉冶炼上述成分钢锭，然后将钢锭加热到1180℃进行锻造，终锻温度不低于900℃。将钢在900℃奥氏体化30分钟，控冷至500℃区间热轧40％，迅速放置在200℃盐浴炉中等温3h后，进行8％轧制变形后空冷至室温。
经过这个工艺方法处理的无碳化物贝氏体钢以及将钢在920℃奥氏体化30分钟后在普通250℃等温淬火处理的无碳化物贝氏体钢的拉伸结果如表3所示。经过这个工艺方法处理的无碳化物贝氏体钢比普通250℃等温淬火处理的无碳化物贝氏体钢的抗拉强度、延伸率和韧性分别提高38％、15％和35％。
表3.普通等温淬火和层错能调控工艺贝氏体钢力学性能对比
Figure BDA0002707109880000052
以上所述的实施例仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护范围内。

Claims (4)

1.一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法，其特征在于，其包括：
首先通过测试或计算确定钢的层错能，并确定所述层错能对应的钢的滑移变形温度区间、孪生变形温度区间以及所述钢的滑移变形和孪生变形交替的临界转变温度；
对钢进行锻造处理后冷却至室温，再加热至900～1000℃保温20～60min进行奥氏体化处理，然后在钢的滑移变形和孪生变形交替的所述临界转变温度以上50～350℃进行20～40％变形；
再将所述钢迅速置于贝氏体相变温度区间进行等温处理，使所述钢发生50～80％的不完全贝氏体相变后，在钢的所述孪生变形温度区间进行5～20％变形。
2.根据权利要求1所述的基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法，其特征在于，在钢的贝氏体相变温度区间进行所述等温处理的时间为t，其通过测试钢的贝氏体相变动力学后，依据钢在所述贝氏体相变温度区间内的不同温度发生50～80％不完全贝氏体相变所需要的时间来确定。
3.按照权利要求1所述的基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法，其特征在于，钢中主要元素化学成分范围是：C 0.3-0.7wt％，Si 1.5-2.5wt％，同时，钢中含有Mn、Cr、Ni、Mo、Al合金元素中的一种或多种。
4.按照权利要求1所述的基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法，其特征在于，所述超高强塑韧性贝氏体钢中含有10-30％体积含量的残余奥氏体。
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