（材料学专业论文）基于热力学计算的铝合金化超高碳钢的研究.pdf

基于热力学计算的 铝合金化超高碳钢的研究 摘要 利用真空熔炼技术，制备了u h c s o a f ，u h c s 一1 o a f ，u h c s1 5 a i ，u h c s 一2 o a f ， u h c s 一2 3 a i ，u h c s 一3 5 a i 六种铝含量递增的超高碳钢和u h c s 一0 9 s i ，u h c s 一0 6 a l 一0 6 s i ， u h c s 一1 6 a i 一0 6 sj 三炉铝硅复合添加的超高碳钢，并锻造成棒材作为试验用料。利用 f a c t s a g e 软件对不同成分的铝合金化超高碳钢进行了热力学计算：结合淬火一硬度试验，确 定了各种钢的相变特征温度。利用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜对锻态组织及各种工 艺处理后的组织进行了观察，对各种热处理后组织的力学性能进行了测定。 热力学计算与试验均表明：超高碳钢中添加铝使先共析碳化物数量降低是锻造空冷后 网状碳化物形成受到有效抑制的根本原因。同时，共析转变温度及转变温度的范围随着铝 含量的增加而提高，变宽；先共析碳化物析出的温度范围减小，超高碳钢易于形成细化的 伪共析珠光体组织。在碳含量低于1 7 w t 时，添加1 _ 5 2 3 w t 的铝，锻造空冷后网状碳 化物的析出受到有效的抑制。 组织演变的分析表明，对于铝合金化的超高碳钢，利用加热控制，在成分不均匀奥氏 体的冷却过程中，先共析碳化物将以弥散的形式在基体上以粒状析出，没有显示晶界优先 形核的现象，无网状碳化物的形成。 通过向超高碳钢添加铝，可以采用较为简便的热处理工艺使碳化物得到球化。铝含量 高于1 5 w t 时，采用离异共析退火工艺或淬火十高温回火工艺处理后，均可获得细小的碳 化物分布于铁素体基体的均匀球化组织。 超高碳钢中高的铝含量将降低球化处理过程中碳化物的长大倾向，减小基体晶粒的长 大趋势。但过高的铝含量( 7 3 w t ) ，使超高碳钢的室温塑性降低。含碳量为1 5 w t 一1 8 w t 时，铝含量控制在1 5 - - 2 5 w t 的范围内，并加入1 5 w t 左右的c r ，可取得良好的室温 综合力学性能。 铝合金化超高碳钢淬火后的显微组织为超细马氏体基体及分布于其上的细小碳化物 的复相组织，马氏体的亚结构是板条马氏体和孪晶马氏体并存的隐晶马氏体，回火过程中 碳化物主要沿板条界和板条内析出，回火稳定性提高，回火各阶段微观组织变化均推到更 高的温度。 关键词：铝合金化超高碳钢先共析碳化物球化工艺力学性能 s t u d yo ful ，r r a h i g hc a r b o n s t e e lw l y ha d d i t l o n o fa lo nt h eb a s e o ft h e r m a l d y n a m i cc a l c u l a t l o n a b s t r a c t u s i n gt h ev a c u u mi n d u c t i o nm e l t i n gf u r n a c e ，6k i n d so fu h c sw i t hi n c r e a s i n gc o n t e n to f a l h c s 一0 a 1 ，u h c s 一1 o a l ，u h c s - 1 5 a i ，u h c s 一2 0 a i ，u h c s - 2 3 a 1 ，u h c s 一3 5 a 1 ) a n d3 k i n d so fu h c sw i t hd i f f e r e n tc o n t e n to fa ia n ds i ( u h c s 一0 9 s i ，u h c s 一0 6 a 1 - 0 6 s i ， u h c s 1 6 a 1 0 6 s i ) w e r ep r e p a r e d t h ei n g o t sw e r eh o t f o r g e da n dw o r k e di n t oe x p e r i m e n t a l s a m p l e s t h ef a c t s a g es o f t w a r eh a sb e e na p p l i e dt oc a l c u l a t et h et h e r m o d y n a m i c sd a t ao fu h c s w i t hd i f f e r e n ta d d i t i o no fa 1 w i t ht h eh e l po fq u e n c h i n g - h a r d n e s st e s t ，t h ep h a s et r a n s f o r m a t i o n t e m p e r a t u r e sw e r ed e t e r m i n e d t h em i c r o s t r u c t a r e sp r o c e s s e db yd i f f e r e n tt e c h n i q u e sw e r e a n a l y z e db yo p t i c a lm i c r o s c o p e ，s c a n n i n ge l e c t r o nm i c r o s c o p e ( s e m ) a n dt r a n s m i s s i o ne l e c t r o n m i c r o s c o p e ( t e m ) ，a n dt h em e c h a n i c a lp r o p e r t i e sw e r et e s t e d b o t ht h et h e r m o d y n a m i cc a l c u l a t i o na n de x p e r i m e n t ss h o w e dt h a tt h em a i nr e a s o nf o r i n h i b i t i o no fn e t w o r kc a r b i d eo ff o r g e du h c sw a st h a tt h eq u a n t i t yo fp r o e u t e c t o i dc a r b i d e d e c r e a s e dw i mt h ea d d i t i o no fa i ，m e a n t i m e t h ep h a s et r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r e sw e r e i m p r o v e d t h ea r e a so fe m e c t o i dt r a n s f o r m a t i o n sw e r ew i d e n e da n dt h a to fp r o e u t e c t o i dc a r b i d e p r e c i p i t a t i o nw e r es h r u n kw i _ 【l lt h ei n c r e a s i n go fa 1c o n t e n ts ot h a ti tw a se a s yt of o r mf i n e p s e u d o e u t e c t o i ds t r u c t u r e w i t ht h ecc o n t e n tu n d e r1 7 w t ，t h ea d d i t i o no f15 - 2 3 w t a 1 r e s t r a i n e dt h ec a r b i d ep r e c i p i t a t i o no ff o r g e du h c s e f f e c t i v e l y t h ea n a l y s e so fm i c r o s t r u c t u r ee v o l u t i o ns h o w e dt h a t b yh e a t i n gt h ea u s t e n i t ew i t h i n h o m o g e n e o u sc a r b o nc o n c e n t r a t i o n ，t h ep r o e u t e c t o i dc a r b i d ep a r t i c l e so fu h c sw i t ha d d i t i o n o fa ip r e c i p i t a t e dd i s p e r s e d l yi nt h em a t r i xd u r i n gc o o l i n g ，n ot e n d e n c yt on u c l e a ra tt h eg r a i n b o u n d a r ya n dn of o r m m i o no f n e t w o r kc a r b i d e c o m p a r e dw i t ht h eu h c sw i t h o u ta i ，t h es p h e r o i d i z a t i o nt e c h n i q u e so fu h c sw i t h a d d i t i o no f a lw e r es i m p l i f i e d u h c sw i t ht h ea d d i t i o no f a la b o v e15 w t c a l lb cp r o c e s s e db j t h ed i v o r c e de u t e c t o i da m l e a l i n gt e c h n i q u eo rq u e n c h i n g a n d h i g h - t e m p e l i n gt e c h n i q u e w h i c h b o t hc a l lo b t a i nt h ed e s i r e dm i c r o s t r u c t u r ew i t ht h ef i n es p h e r o i d a lc a r b i d e sd i s p e r s e do nt h e f e r r i t em a t r i x w i t hh i g hc o n t e n to r a l ，t h ec a r b i d eg r o w t ht e n d e n c yo fu h c sw a sd e c l e a s e dd u r i n g s p h e r o i d i z a t i o n ，w h i c ha v a i lt or e s t r a i nt h eg r o w t ho f m a t r i xb u tt o on m c ha i ( 3 w t ) m a y d e c r e a s et h ed u c t i l i t yo f u h c s t h eo p t i m a lc o m p o s i t i o nw i t h15 - 1 8 w t cc o n t e n tw a st h e a d d i t i o no f1 5 - 2 3 w t a 1a n d1 5 w t c r ，w h i c he x h i b i t e dg o o da m b i e n tm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s a f t e rs p h e r o i d i z a t i o n t h eu h c sw i t ha d d i t i o no f a ia f t e rq u e n c h i n gc a no b t a i nt h em i c r o s t l t t c t k l r ew i t ht h ef i n e s p h e r o i d a lc a r b i d e sd i s p e r s e do nt h em a r t e n s i t em a t r i x 7 f h es u b s t r u c t u r eo t m a r t e n s i t ew a st h e m i x t u r eo fl a t ha n dt w i n c r y s t a lm a r t e n s i t e t h ec a r b i d e sm a i n l yp r e c i p i t a t e da l o n ga n di nt h e l a t hb o u n d a r yd u r i n gt e m p e r i n g w i t ha d d i t i o no f a l ，t h et e m p e r i n g s t a b i l i t yo fu h c sw a s i m p r o v e da n dt h ec h a n g e so f m i c r o s t r u c t u r ea te a c hs t a g ew e r ed e f e r r e dt oh i g h e rt e m p e r a t u r e s k e yw o r d s ：u l t r a h i g h c a r b o ns t e e lw i t ha d d i t i o no f a l u m i n u m ；p r o e u t e c t o i d c a r b i d e s p h e r o i d i z a t i o nt e c h n i q u e s ；m e c h a n i c a lp r o p e r t i e s 堡! ! 三些奎兰堡圭兰堡鎏塞 1 - 1 1 超高碳钢的由来 第一章绪论 卜1 超高碳钢的起源 超高碳钢( u l t r ah i g hc a r b o ns t e e l ，英文简称u h c s ) 是指含碳量为1 0 4 2 1 的铁基合金材料。早 在1 8 9 1 年，一些专著”“认为：钢中随着碳含量的增加，塑性下降，含碳( w t ，下同) 1 0 一1 7 的钢 拉伸时的伸长率只有2 一3 主要原因是过共析钢中脆性的先共析网状碳化物随着含碳量的增加而严 重的缘故。除了锉刀用钢和c r l 2 模具钢外，包括工具钢在内，含碳量均在1 3 以下，含碳量超过1 3 的超高碳钢被认为是“碳钢中的无人区”“”。过去将此类钢统称为过共析钢，这一概念是按金相组织 进行分类，但是钢在进行合金化的情况下，过共析组织的形成不完全决定于碳含量，因此将其称为超高 碳钢”1 。这类钢中f e 。c 的体积分数高达1 5 3 2 ，f e a c 常以网状或大片状形式析出，对基体的割裂作 用很大。超高碳钢的最早工业实例是大马士革钢“。，其碳含量为1 5 。2 0 世纪7 0 年代中期，斯坦福大 学的0ds h e r b y 等在进行钢的超塑性研究时，为了保持钢的中温超塑性，需要引入大量细小第二相颗 粒抑制晶粒长大，开拓性地提出了超高碳钢的概念。并在含碳1 9 的钢中发现了超塑性，随后获得了 一系列专利。日本、德国等也随之开展了对超高碳钢的研究”。1 ”。 1 1 - 2 国内外研究现状 2 0 世纪7 0 年代中期，斯坦福大学0ds h e r b y 等人首先进行了超高碳钢的超塑性研究”，之后美 国i a w r e n c el i v e m o r e 国家实验室以及日本也开展了超高碳钢的研究，并取得了一系列专利“1 。他们 发现高碳钢产生脆性的主要原因是在冷却过程中很容易形成粗大连续网状渗碳体。超高碳钢获得良好力 学性能的重要前提是在台理成分设计下，采取最佳的组织控制技术，获得超细铁素体( 0 4 。20 “m ) 与 弥散分布的超细粒状渗碳体( 0 2 1 oum ) 组织，该组织不仅在中、高温下( 6 5 0 8 0 0 。c 范围内) 具有 高变形速率下的超塑性特性“”，还在室温下具有高达1 0 0 0 m p a 以上的强度和良好的塑性，且通过适当 的热处理工艺，还可以获得h r c 6 5 6 8 以上极高的硬度。不仅有望替代部分中高碳钢制作工模具”、钢 丝”“、结构件“2 “1 ，从而显著提高其使用寿命；还可作为新一类有较好的市场前景的结构材料”。 利用其在中高温下良好的固态连接特性，与自身或其它金属基材料( 如黄铜等) 连接制各成新型高性能 层状复合材料”2 2 ”1 。通过适当的热机械加工工艺，可以获得具有大马士革钢花纹形态的高强度高硬度 钢材”1 。这就打破了长期以来人们认为超高碳钢( 尤其是含c i2 ) 在下业上廊用价值很小或不能 用的传统观念。 我国关于这方面也有相近的报道，如对含碳量较高的模具钢、轴承钢进行了超塑处理和研究”“； 1 型i ! 三些奎兰竺圭兰堡篁兰 1 - 1 一l 超高碳钢的由来 第一章绪论 11 超高碳钢的起源 超高碳铜( u l t r ah i g hc a r b o ns t e e l 英文简称u l c s ) 是指舍碳量为l0 2 1 的铁基台金材料。早 在1 8 9 1 年，些专著“认为：钢中随着碳含量的增加塑性下降，含碳h t ，下同) 1 ，0 17 的钢 拉伸时的仲长率只有2 一3 ，主要原凼是过共析铝中脆性的先共析网状碳化物随着含碳量的增加而严 重的缘艘。除了锉刀用钢和c f l 2 模具钢外，包括工具钢在内，含碳量均在13 以下，含碳量超过i 3 的超高碳钢被认为是“碳钢中的无人区”“”。过去将此类铡统称为过共析钢，这+ 概念是按金相组织 进行分类但是钢在进行合金化的情况下，过共析组织的形成不完全决定于碳含量，因此将其称为超商 磷钢。这类钢中f e 。c 的体积分数高达1 5 3 2 ，f e 常以网状或大片状形式析出，对基体的割裂作 用很大。超高碳钢的最早工业实例是大马士革钢”“，其碳含量为1 5 。2 0 世纪7 0 年代中期，斯坦福大 学的ods h e r b y 等”在进行钢的超塑性研究时，为了保持钢的中温超塑性，需要引入大量细小第二相颗 粒抑制晶粒长大，开拓性地提出了超高碳钢的概念。并在含碳19 的钢中发现了超塑性，随后获得了 一系列专利。日本、德国等也随之开展了对超商碳钢的研究”1 ”。 1 - 1 2 国内外研究现状 2 0 世纪7 0 年代中期，斯坦福大学0ds h e l b y 等人首先进行了超高碳钢的超塑性研究”。之后美 国i a w r e l i c el i v e m o i e 国家实验室以及日本也开展了超商碳钢的研究，并取得了系列专利“。他们 发现高碳钢产生脆性的主要原因是存冷却过程中很容易形成粗大连续网状渗碳体。超高碳钢获得良好力 学性能的重要前提是在合理成分设计下，采取最佳的组织控制技术，获得超绍铁索体( 0 4 2 ohm ) 与 弥散分布的超细粒状渗碳体( 02 i0 um ) 组织，该组织不仅= l ! f 中、高温下( 6 5 0 8 0 0 范围内) 具有 高变形速率下的超塑- 性特性“”：，还在室温卜具有高达1 0 0 0 m p a 以上的强度和良好的塑性且通过适当 的热处理丁艺，还可以获得h r c 6 5 6 8h 上极高的硬度。不仅有望替代部分中高碳钢制作工模具“。3 、钢 丝”“、结构件。2 1 ，从而显著提高其使用寿命；逊可作为新一类有较好的市场前景的结构材料”n 。 利用其在中高温下照好的固态连接特性，与自身或其它金属基材料( 如黄铜等) 连接制各成瓢型高性能 层状复合材料1 5 ”1 。通过适当的热机械加工工艺，可以获得具有大马十革钢花纹形态的高强度高硬度 钢材“1 。这就打破了长期咀来人们认为超高碟钢( 尤其是含c ) l 。觋) 在工业上应月份埴担小或不能 用的传统观念。 我国关于这方面也有相近的报道，如对含碳量较高的模具钢、轴承铜进行了超塑处理和研究”“i 我国关于这方面也有相近的报道，如对含碳量较高的模具钢、轴承铜进行了超塑处理和研究”“i 1 ： 量圭垫! ! 兰塑塞塑堡垒尘些塑童些塑望堡塞型圣堡! ! 些查 采用喷射成型工艺制各超高碳钢，得到均匀细小的珠光体组织，不经任何处理即可得到超塑性和优异的 综合性能，等温锻造和热轧后，强度进一步提高”4 ”。 白超高碳钢出现后，其台金成分的选择和组织控制技术直是深入研究和应用的关键环节。近年来 国外发展了多种具有工业化应用前景的超细晶超高碳钢材料，国内牟今对其研究还甚少。 1 - 2 超高碳钢合金化的发展现状 i - 2 1 超高碳钢的成分设计特点 在制各条什一定的情况下，超高碳钢的化学成分选择赢接影响到其最终组织的均匀细化程度，进而 影响到其超塑性和室温性能。由于超高碳钢的开发起源于超塑性，所以最初合金元素的加入均基于这个 目的。其原则是：a ) 抑制晶界二次网状碳化物的形成；b ) 可将共折转变温度提高，阻碍基体晶粒长大， 有助于改善超塑性的应用温度范围；c ) 抑制石墨化倾向，使碳化物稳定；d ) 保持低台金超高碳钢原料价 格低廉的特点”。目前为止，超高碳钢中主要添加的台金元素有：s i 、a l 、c r 、m o 、w 、t i 等1 。 碳是超高碳钢中的基本元素。铁和碳的基本结合方式有两种：固溶体和渗碳体。渗碳体是脆化相， 在超高碳钢中主要起第二相强化作用，但当碳含量 1 o ，钢中便有明显的网状渗碳体形成，导致强度、 塑性韧性均明显下降。网状渗碳体的消除办法主要有两个：采用形变碎断和添加合金元素抑制”1 。但 碳含量高于l _ 8 时网状渗碳体的消除就比较困难，从这个角度讲超高碳钢的含碳量应取在i8 以卜 一般认为渗碳体体积百分数增加，其塑性下降。在相同渗碳体体积百分数情况下，粒状渗碳体尺寸大的 塑性好。超高碳钢的碳含量一般取在1 - 3 ”l _ 8 之间。 i - 2 2 合金元素的作用 1 2 2 一i 硅 上世纪8 0 年代以前，超高碳钢尚存在广泛工业应用的经济性问题，如工艺复杂，生产条件苛刻，效 率低等，原因是当其加热到超塑性温度范围时，细的铁素体晶粒和渗碳体颗粒将趋于粗化。为解决以上 问题，0ds h e r b y 等人”“提出了添加硅元素的办法。硅提高a 。温度，抑制渗碳体粗化，进而提高了超 塑性r 。硅提高超塑性的原因除了提高温度外，还因为”。”1 ：硅可增加先共析渗碳体含量，增 加晶界钉扎点：硅不溶于碳化物，当碳化物析出时，硅分布在碳化物周围，形成局部硅的高浓度区， 硅又是提高碳活度的元素，在硅的高浓度区中碳的活度也相应提高，这就使碳向碳化物的扩散流量减少， 因而抑制了碳化物的粗化；硅阻止a 1 温度下超塑性变形时铁素体晶粒的长大。 但含硅超高碳钢的存在问题是硅含量高( 3 ) 时，其边角、表面在加工过程中易产生裂纹，另 外钢的室温塑性低，当轧制减小比达2 0 1 对，易出现裂纹“”。 卜22 2 铝 除3 8 c r m o a i 、含铝高速钢及抗氧化钢等少数钢种外，铝作为合金元素向钢中添加的情况较少。然 2 河北工业大学烦十学位论文 而超高碳钢 现后，为了提高其超塑性的应用温度范围，锚台金化是 个有效的途径。铝，碓都能抑 制网状碳化物形成。含铝钢仅经过h w w 上艺处理后，铁素体晶粒尺寸可达到35um ，渗碳体尺寸0 1 um ，该组织具有高强度、高硬度及高塑性，可以直接应用”“。含铝钢的制备工艺选择余地较大，相对 于不含铝的超高碳钢也减少了工序，制各成本相对较低”“。不过含铝大于1 0 时，热温加下时出现边角 裂纹，即含铝量应小于1 0 1 4 。 铝能提高a - 温度”5 。”1 ，扩大超塑性温度范围，但相同温度下，含铝铡的擐犬超塑性速率比其它超 高磷钢高一个数量级以上”。除此之外，铝的添加还提高了超高碳钢的抗氧化能力“3 。但铝在超高碳 钢中的作用机理尚未报道。 1 2 - 2 3c r 、m o 、w 、t i c r 、m o 、w 、t i 均是碳化纫形成元素。超高碳钢中添加目的在于：抑制s i 、a 1 引起的石墨化及稳 定碳化物“。但c r 、m o 作为稳定碳化物元素要好于w 、t i ，因为后者形成非常硬的碳化物粒子，不可 变形，容易在粒子和基体间的界面处引起断裂；而c r 又好干m o ，因为c r 的碳化物更容易变形，且其 价格便宜”1 。由于c r 能够细化晶粒和碳化物尺寸，对提高室温强度有利，退火后塑性也会大大 提高”“。当含铝1 6 时，铬含量应大于0 ，5 ，但应小于2 ，以利于加工成形。 目前，有待开发新的合金成分系列，深入研究合金元素的作用机理以满足不同用途的需要。 1 3 超高碳钢组织控制技术进展 由于超高碳钢中碳含量很高，在常规铸造的凝固过程中，很难避免碳的偏析以及粗大碳化物的形成， 而且在热加工中粗大网状碳化物也易于从奥氏体晶界处析出。这些都会造成超高碳钢的脆性，因而长期 被排除在实用工程材料之外。但是，ods h e r b y 等”3 打破常规，采取热变形控靠4 和相交相结合的手段， 改变渗碳体的分布形态，使超高碳钢的组织得到充分细化，从而使超高碳钢呈现出独特的力学性能特征。 综合国外近三十年来的研究结果，可将超高碳钢的超细晶制各工艺分为：形变热处理工艺、普通热处理 工艺以及其它制各工艺三大类。 i - 3 1 形变热处理工艺 形变热处理工艺是通过塑性变形与相变相结合实现超高碳钢组织超细化的一种方法。 卜3 一卜l 二阶段热形变处理技术( 呷种i w w ) 最初0ds h e r b y ”1 等人针对含1 2 5 c 、1 5 7 c 、1 9 2 c 三种普通超高碳钢采用热形变处理技术 进行了超细化处理“，如图l ，1 所示。这种处理可分为两个阶段，第一个阶段是铸锭在高温( 1 1 5 0 c ) 单相奥氏体区均匀化退火，保温足够对闽( 约i ，5 h ) 以溶解全部碳量，随后在冷却到5 0 0 c 的过程中进行 连续轧制( 经历1 0 1 5 道次，每道次轧制真应变为0 1 5 ) ，称为热温加工 w 哪( h o ta n dw a r mw o r k i n g ) 。 这一过程中的热形变由于强制的机械力作用使网状渗碳体在开始形成阶段即被破碎，避免了粗大连续网 状的形成。同时由于机械力的作用，材料内部形成许多缺陷，为先共析碳化物的析出提供了大量彤核核 心，很容易获得希望的组织，即超细的基体晶粒与弥散分布的超细碳化物粒子的复相组织”1 。第二个阶 3 基于热力学计算的铝合金化超高碳钢组织控制及性能研究 段是钧：5 5 0 - 6 0 0 等温轧制，碎化相变形成的珠光体组织，称为温加1 ：t w w ( i s o t h e r m a lw a l - mw o r k i n g ) 。 这神在a 】p h ai 轧制总的应变量一般为1 1 5 ，每道次轧制真应变为0 1 。，卜述处理厉可得到完全的球 化组织，渗碳体粒子尺寸达到0 卜0 5um ，基体晶粒约0 5 一i5 m 。 卜3 一卜2 包含热形变的_ 一阶段组织控制技术：热形变+ 离异共析相变处理细化工艺技术( h 邗+ d e t ) 离异共析转变工艺是由0ds h e r b y 等人“”于1 9 8 4 年提出的专利工艺这一技术与前者相比，省 去了等温轧制处理，降低了所必需的形变量。该丁艺目前采用的工艺路线有h w w ( h o ta n dw a r m w o r k in g ) + d e t ( d i v o r c e de u t e c t o i dt r a n s f o r m a t i o n ) ( 图l _ 2 ) 、h w w + d e t w a d ( w i t ha s s o c i a t e dd e f o r m a t i o n ) ( 图13 ) 1 。h w w + d e tt 艺中，h w w 的目的是碎断网状渗碳体和细化奥氏体晶粒。然而后续的处理则是 在稍高于的温度进行较短时间的奥氏体化，然后空冷，这一过程称之为离异共析转变( d e t ) ( d i v o r c e d e u t e c t o j dt r a n s f o r m a t i o n ) ，也称球形机制转变”“。在d e t 过程中，共析转变并不发生正常的片状珠 光体转变，碳化物以球状形式析出于奥氏体晶界未溶碳化物附近位置以及奥氏体晶粒内部，含碳不均匀 的过冷奥氏体分解转变为各自独立呈球状长大的铁索体和渗碳体。d e t 阶段保温时间至关重要，与产品 0 埘 蝤 应盎占 图1 ih w + 1 w w 处理技术示意图 f i g1 i i l l u s t r a t i o no fh w w + i w w 应变e 图1 2h 岬+ d e t 处理技术示意图1 f i g1 2i l l u s t r a t i o no f h w w + d e t w a d p r o c e s s s 0 已 赵 赠 应变 图1 3h w w + d e t w a d 处理技术示意图“ f i g 1 3i l l u s t r a t i o no fh w w + d e t w a d p r o c e s s s 拳邶 堡! ! 三些查兰堡圭兰堡堡兰 尺、j 、形状、温度及合会元素成分等有关，需事先优化确定。 在d e t 后空冷期问进行形变，就形成rh w w + d e t w a dt 艺，如图1 3 所示。和h i ? c w 4 d e t 工艺相比， 可以使超高碳钢形成更为细化的组织，尤其是铁素体的晶粒更为细小。 卜3 1 3h w w + d e t 以及h w w + d e t w a d 组织细化技术的机理 在h w w + d e t 和h w w + d e t w a d 中，如果在a ，温度直接水淬，将获得高的硬度( h r c = 6 0 6 7 ) ”j 这说 明这两种组织细化的机理不可能是珠光体的球化机理。 酬14 a 为h w w 微观组织的示意图，由球状渗碳体和珠光体组成，f 部为对应位置的碳浓度分布。 图l4 b 为短时奥氏体化( 不完全) 后的组织示意图以及对应的碳浓度分布。在奥氏体形成时，碳的来 图1 4 不同奥氏体化时间的组织示意图 f i g 1 4m i c r o s t r u c t u r ei l l u s t r a t i o n so f t h es t a g e sd u r i n ga u s t e n i t i z i n ga f t e rh w w 源一是珠光体中的渗碳体板条，二是球状先共析渗碳体。对于共析钢和过共析钢而言，只能来自珠光体 中的片状渗碳体，这将使片状碳化物局部断开而球状化，这是采取d e t 和d e t w a d 的重要依据。从 图14 b 中的碳的浓度分布可以看出，某些区域碳浓度是不均匀的，例如所标注的a - b 区域。图1 4 c 是 完成奥氏体化( 组织中无铁素体) 的情况。此时部分珠光体中的片状渗碳体已断开呈粒状残留，值得注 意的是此时碳的浓度并不是均匀的，虽然这不是平衡状态，但铁素体已消失，实现了奥氏体转变。这种 状态下进行空冷由于存在大量的先共析渗碳体形核位置，可获得最佳的d e t 细化组织。如果长时问奥 氏体化，就形成图1 4 d 所示的组织状态，与图1 4 c 比较就可以看出，此时奥氏体中的碳浓度已均匀化， 5 = = = = = ：= ：苎兰羔星堡垒圭! ! ! 塑垒垒些堡塞些塑堡垒堡型垒垦墼些塞 而且原始的球状先其析渗碳体长大，粒子间距离增大，这种情况下空冷时将不会获得d e tf h g ，, ，而是形 成止常的珠光体组织。 国内一些课题组对球化退火中奥氏体碳浓度不均匀的作用机理进行了深入研究【5 “6 3 1 。也认为奥氏 体内碳浓度的不均匀恰好促使奥氏体过冷分解以异常机制进行，铁素体不受剩余碳化物的引领，在远离 碳化物的奥氏体深处单独形核，从而抑制层状共析体核心的形成弗使两相各自成球状独立长大。 1 - 3 2 多级热处理的组织控制技术 针对超高碳钢组织超细化，除了进行上述包含热形变的处理技术外，还开发了仅进行热处理而细 化铸态组织的处理技术。 1 3 - 2 1 循环熟处理技术 仅仅通过热处理对轴承钢以及餐具用高碳钢的组织进行细化的t 作已进行过研究“6 。其方法摹本 上有两个，一是将钢加热到全部奥氏体化温度，使碳化物溶解，然后淬火、回火，消除残余奥氏体，形 成细的回火碳化物；通过感应加热快速奥氏体化，进一步淬火、回火，从而形成微细的组织”“。二是 进行奥氏体化固溶碳化物后，进行等温转变形成珠光体或贝氏体，再进行奥氏体化、淬火、回火，实现 组织细化。e s k a y a l i 等人针对含1 6 c 的超高碳钢，进行了类似的循环热处理”1 ，实现了组织的细化。 从组织细化的程度和超塑性评价，这种方法的效果低于包含热形变的组织控制方式。 卜3 - 2 2 复合热处理组织控制方式 近年来，kt s u z a k i 等人针对包含 1 4 2 3 k1 8 k s 热形变组织控制方式的复杂性以及 一f _ + - + - 1 0 7 3 k 3 6 k s 一a c m s e t 。等人提出冷轧退火方式的形变医 吖+ 8 七；品 2 二二f 二二二二二5 _ 二二f 毛示 藤。a 1 施訾雾需竺多5 荔篡 i 哟与| i 【i 织控制工艺。”1 ，如图l - 所示。这种iiii、i 量凳篓丢荛包蓁三：慧羔2 学鬟 。t j u 剀i 螺 全珠光体组织，无粗化的先共析e 板条 “1 。 一 和未溶解e 粒子存在； 2 ( y + e ) 二 相区正火，使。板条球状化； 3 自两相 图1 5 复合热处理示意图“t 1 区淬火获得马氏体； 4 a l 温度下正火， f i g 1 51 1 i l l s 仃a t i o no f d u p l e x h e a t 仃e 灿e mp r o c e s s 使马氏体再结晶。 1 - 3 3 其它制备工艺 l 一3 3 1 粉末冶金工艺 粉末冶金工艺是将采用不同工艺制各的超细晶超高碳钢合金粉末放置于热等静压机中，升温到烧 结温度的同时，对粉末施以各向均等高压压力，使其热致密化到理论密度而获得块体超细晶超高碳钢的 一种方法”。粉末冶金法制备碳含量相对较高的超高碳钢更具优势“。在硼含量较高、难以固溶处理 的超高碳钢中，此法制备的超高碳硼钢显微组织细小均匀，在6 6 0 1 2 1 0 5 0 c 的湿度范围内显示出了超塑 6 涮北工业大学硕十学位论文 性”。 粉末冶金工艺的存在问题是，合金粉末的生产成本较高，模具费用人，粉术压制要求压力高，由r 受压力机吨位限制制品尺寸不能太大，形状不能太复杂。与其它工艺相比浚上艺很少应用丁_ 含碳量小 r2 1 的超赢碳钢，但对于禽碳量高于2 1 的铁基合金采用粉末冶金法获得的超塑性高于铸锭法“。 l 一3 32 喷射成形技术 宝钢研究院应用喷射成形技术制备了超高碳钢”8 。，在没有后续处理的条件下，具有良好的超塑性。 坏料进行等温锻造，获得的非调质钢在强度上超过市场上的高档非调质钢，并仍具有相当好的延陛和韧 性”17 “。由于喷射成形技术兼有快速凝固和近终形的特点，因而喷射成形法制备超高碳钢更具有前途。 综台以上分析，不难发现超细晶超高碳钢的制备工艺，无1 f 是通过相变、形变、快速凝同提高结晶 晶核数目的同时抑制晶粒长大，最终获得超鲴晶的铁索体+ 超细粒状渗碳体。具体制各工艺的选择应考 虑以f 几个因素：组织成分：原始组织：现有设备条件；大批量生产的成本及其经济性； 超细化程度要求等。 1 4 1 超高碳钢的超塑性 1 - 4 超高碳钢组织与性能 所谓超塑性就是在拉伸情况下颈缩不易发生，均匀流变阶段较长，因而可以得到较大的延伸率 ( 5 0 0 2 0 0 0 ) 的现象“。超高碳钢的超塑性属于细晶结构超塑性。利用其中温超塑性可达到净成型”l 。 6 5 0 “8 0 0 。c 这个温度范围处于a ，转变温度附近，其组织为铁索体+ 碳化物或奥氏体+ 碳化物。在奥氏体+ 碳化物区域超堡性变形的最高温度取决于晶粒长大动力学。在奥氏体+ 碳化物区域，碳在奥氏体中固溶 度高，这样使得最初铁素体+ 碳化物组织中的碳化物大量消失，奥氏体晶粒因失去晶界钉扎作用而长大 迅速。 未合金化的i j h c s 仅在稍低于a 。转变温度获得超塑性，其最大应变速率为1 03 s 。通过添加适当的合 金元素如a l 、s i 等。可显著的提高拉伸应变速率，因为它们不仅使超高碳钢能在不发生晶粒明显长大的 情况下在更高的温度超塑性变形，而且还能通过提高攀移的流变应力阻碍晶界滑移( 超塑性行为) 向攀 移( 非超塑性) 转变”3 。2 “”1 。 1 - 4 2 超高碳钢的室温组织与性能 u i _ l c s 作为结构材料有大的发展前景和市场。在相同的组织条件下，如球化组织、珠光体、回火马 氏体等，超高碳钢比共析钢具有更高的强度，且塑性也较好”2 。 u h c s 铸态及其热处理组织主要是层片状或球状的珠光体组织。对于层片状珠光体组织，影响强度 的主要田素是珠光体的层片间距。屈服强度与层片间距符合h a l l p e r c h 关系“。 文献 2 5 中给出室温组织的组织形态是在等轴状铁素体的晶内、晶界分布着粒状渗碳体，评价超细 7 一 兰至丝! ! 兰婆墼塑堡垒垒堡塑查些塑堡堡堡型垒些! ! 竺窒 晶超高碳钢室温性能的组织参数( 见圈l6 ) 主要有：铁素体平均自d i 路径 ，渗碳体颗粒m 距肛及 缮，渗碳体颗粒尺寸口0 和d ，以及铁素体晶粒尺寸z 。其中肪为两相邻渗碳体中心间距，厉为油相邻 渗碳体内侧间距，如为晶界渗碳体尺寸，d 。为晶内渗碳体尺寸。 s y n 等人”。对1 8 c 超高碳钢的屈服 强度研究表明，。与魄圾l 的关系符合 h a 【1 p e r c h 关系，关系式如下： c 丁= 3 1 0 d ：一心+ 4 6 0 l 剖2( 1 1 ) 进一步研究结果还表明”，该关系也适用于 其它碳含量的超高碳钢的球化组织。 组织形态对塑性的影响“说明，晶粒尺 寸增大，晶界渗碳体尺寸出减小，两相 邻渗碳体内侧闯距蹦增大，加1 ：硬化速率减 小均有利于提高塑性。即降低屈服应力，提 高断裂应力，并且低的加工硬化速率还有利 于提高塑陡。 图1 ，6 超细晶超高碳铜组织形态示意图”5 f i g 16i l l u s t r a t i o no f u h c sm i c r o s t r u c t u r e i e c s 球化组织可通过热处理来获得层片状珠光体组织，转变前碳溶解于奥氏体的量越多，得到的 珠光体片间距越细小。当奥氏体低于a - 转变温度时，碳溶解于奥氏体的量越多，生成珠光体的驱动力 就越大，珠光体形核的临界片间距就越小“”1 。 与低碳钢的空洞生长连接塑性断裂机制不同，u c s 的塑性断裂由空洞生核机制控制，断口只有少 量缩颈，韧窝较浅。由于晶界扩散较快，粗大的碳化物易于在晶界和原奥氏体晶界分布。在塑性变形过 程中，空洞和裂纹易于在粗大的碳化物处形核。因此，u h c s 断裂强度主要不是由含碳量决定，而是由 晶界处的粗大碳化物决定。当应变硬化速率降低时，随着屈服强度和断裂强度差别的增大，塑性提高”1 。 1 - 5 课题提出的依据和意义 1 5 - 1 超高碳钢的应用和发展前景 超高碳钢具有下列特性：高硬度且高的抗压韧性，高强度且具有良好的抗拉塑性和超塑性。u h c s 可冶炼成铸锭，轧制或锻造成棒材、板材，并代替部分共析钢应用于耐磨件、工模具、汽车和铁轨等领 域“1 。文献 2 3 】中根据三种产品分类示出了超高碳钢的具体的潜在用途，同时示出了使用这些产品作为 部件的主要工业范围。 对于锻造，大件轧制部件，超高碳钢的主要特性是抗磨损性及可用于成品形状的加工，从而使加i 、 焊接和废钢量最少。这些钢是用于不要求高的断裂韧性的抗磨损部件的极好材料。使用细晶粒超离碳钢 的另一个优点是可省去硬化部件表面所要求的增碳工序。对板，薄板用途来说，通常要求高的强度和女， 8 州北工业大学坝 一学位论文 的冷冲压特性。爿而超高碳钢是强度( 并不只是刚性) 受到限制的高强度钢板部件的理想替代物。j h 在汽车主发动机卜的高强度钢一般要求重量轻，以提高性能并节约燃料。在线材棒材应用方而，由于 超高碳钢能在室温下延伸轧制，所以用超高碳钢冷轧成线材尤具吸引力，与发展在轮胎和其他应用方面 的更高强度的共折钢成分的线材相比具有很大的竞争力。 超高碳钢上述的性能特点和应用的前景，引起了材料科学上作者的关注。作为一类新型材料，某些 基础研究工作如成分优化的理论基础、多元超高碳钢体系热力学以及组织转变动力学等缺乏深入研究。 1 - 5 2 课题提出的依据 钢铁材料在保持高强度的同时其有高的韧性无疑是铜的强韧化研究的重要内容。通过成分设计和l 艺设计，利用超细颗粒碳化物结合细晶粒的铁素体基体，有望成为良好综合力学性能的可 i 性微观绢织。 基于此，提出了发展超高碳钢成为结构材料的新构思。然而，将其作为结构材料，目前的研究还限于微 观组织与抗拉强度和