超高碳钢的研究与应用

超高碳钢的研究与应用

1超高碳钢法碳高钢（uhs）是指含碳量（质量比，下同）为1.0%2.1%的碳钢。过去将此类钢统称为过共析钢,但是碳含量的多少并不能完全决定是否生成过共析组织,因此将其称为超高碳钢。超高碳钢的最早工业实例是大马士革钢,其碳含量为1.5%。20世纪70年代中期,斯坦福大学的ODSherby等首先对超高碳钢进行了研究,并获得了一系列专利。此外,日本、德国等国也开展了对超高碳钢的研究。由于超高碳钢中碳含量过高,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,而且在常规热加工中也难以避免从奥氏体晶界处析出粗大网状碳化物,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,ODSherby等研究发现,采取一定的处理工艺使超高碳钢的组织得到充分细化之后,该钢除了具有高强度和一定的韧性之外,还具有良好的超塑性,从导师:吴建生教授而大大拓宽了超高碳钢的应用前景。2热机械工艺有两种工艺可得到具有优化组织的超高碳钢:一是通过传统铸造工艺制备出超高碳钢锭坯,然后采取一系列热机械加工工艺,如挤压、锻造、多道次轧制,避免常规工艺下超高碳钢中产生的粗大网状碳化物;二是用一定的快速凝固工艺,如粉末冶金法等直接获得具有均匀、细化、无偏析的超高碳钢。2.1热机械制造的碳化碳材料热机械加工工艺首先由ODSherby等提出,它包括热温加工(HotandWarmWorking,HWW)、离异共析转变(DivorcedEutecoidTransformation,DET)、伴随变形的离异共析转变(DivorcedEutecoidTransformationoccurringwithAsscoitedDeformation,DETWAD)以及其他相应的热处理工艺。热机械加工工艺主要涉及超高碳钢显微组织的两个变化过程,首先是细小的先共析球状碳化物的形成,其次就是珠光体中碳化物的球化。由图1可见,HWW处理是将超高碳钢先加热到单相奥氏体区,保温足够时间使碳化物溶解。然后冷却到A1温度附近(γ+Fe3C区)进行变形,使原先产生的先共析碳化物以相对细小的形式沉淀在奥氏体晶界上或晶内的高密度位错区域。经HWW处理后,超高碳钢的基体组织含有奥氏体转变而来的共析成分珠光体,保温较短时间空冷,发生DET转变,在此过程中没有发生共析转变,球状碳化物在奥氏体晶界的未溶碳化物质点附近及奥氏体晶内形成。此外,在DET的同时进行变形加工,即DETWAD处理,可以使超高碳钢获得比DET处理更加精细的组织,尤其是基体的铁素体组织更加细化。ODSherby等成功地在含碳量为1.3%、1.6%、1.9%的超高碳钢中获得了细晶粒组织,并获得了良好的超塑性。工艺过程是将铸锭于1150℃固溶处理1.5h,使碳化物充分溶解;然后在冷却过程中连续轧到600℃,每道次真应变量为0.15,经10~15道次轧制,这有助于破碎奥氏体及从中析出二次渗碳体;最后在550~650℃等温轧制,每道次真应变量为0.1,轧10~15道次,这个过程进一步破碎了珠光体,最终获得超塑性所要求的碳化物球化为1μm以下的细小颗粒,且均匀分布于5μm以下等轴细晶状的铁素体基体上。2.2大厚度水质法粉末冶金法制备碳含量相对较高的超高碳钢更具有优势。在硼含量较高的超高碳钢中,由于硼化物(Fe2B)取代了碳化物,而硼在铁中的溶解度非常低(1000℃时硼在奥氏体中的溶解度约为33mg/kg),因此,该硼化物具有高的稳定性,难以溶入铁素体或奥氏体中,即使采用固溶处理也无法消除。此法制备的超高碳硼钢显微组织细小均匀,在660~1050℃的温度范围内显示出了超塑性。由上可知,常规工艺制备并经过热机械加工的方法由于挤压、锻造、轧制等工艺复杂,而粉末冶金法又存在工艺路线复杂的缺点,因而都难以在实际生产中大规模应用。因此宝钢研究院应用喷射成形技术制备了超高碳钢,在没有后续处理的条件下,具有良好的超塑性。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。3碳含量对氢脆结构超塑性的影响由图2可见,所有成分的超高碳钢在A1温度附近均具有超塑性。原因在于随着碳含量的增加,第二相碳化物的比例增大,通过适当工艺处理进一步细化晶粒,这种细小弥散分布的第二相质点可以有效阻碍超塑变形过程中基体组织的长大,故超高碳钢的超塑性属于细晶结构超塑性。3.1铝、硅的加入有利于超高碳钢的发展合金元素对超高碳钢的超塑性具有重要的影响,首先表现在对铁-碳相图的影响。如硅的加入,共晶点和共析点都左移,而共晶和共析温度升高,使转变温度成为一个温度区间,扩大并稳定了两相区的温度范围,这对于超塑性变形是有利的。铝、硅都是铁素体稳定化元素,能提高超高碳钢的相变点温度。加入10%的铝可使超高碳钢的A1温度提高到了950℃,扩大了两相区的温度范围,同时也扩大了超塑性变形的温度范围。此外,铝、硅能够阻止Fe3C的粗化,且有利于生成复杂的碳化物,增加先共析碳化物的数量,从而有效阻止晶粒长大,有利于超塑性变形。由于硅也是石墨化形成元素,这使得超高碳钢在热机械和超塑性变形过程中易出现石墨化,因此,对硅加入量有一定的限度。另外铝含量大于10%的超高碳钢中也会产生Fe3Al而导致脆性急剧增加。因此,在加入铝、硅等元素的同时,还要加入一定量的铬,铬形成的(Fe、Cr)3C复杂碳化物性能稳定,且相对其它碳化物容易变形,有利于该钢的室温和高温性能,故超高碳钢中常加入1.5%的铬。3.2高应变速率条件下的超塑性行为BWalser等研究了碳含量为1.3%、1.6%、1.9%三种超高碳钢的超塑性,分别获得了伸长率为600%、489%、421%的良好超塑性。上述超高碳钢在所有超塑性变形温度下都有应变硬化现象,这是因为发生了晶粒长大。在A1温度以下超塑性要好于在A1温度以上,这是因为在A1温度以上时,超高碳钢中碳化物数量减少,钉扎晶粒长大的效果减弱。测得的激活能数据表明:在低应变速率条件下,超塑性变形机制是晶界滑移,而高应变速率条件下,变形机制是滑移蠕变,证明了上述观点。此外,对不同硅含量超高碳钢的超塑性行为的研究表明,在低的应变速率下,激活能小,属于晶界滑移的超塑性机制,较高应变速率下,激活能高,属于扩散滑移蠕变机制。MCarsi等通过扭转试验研究了含1.8%碳和1.6%铝的超高碳钢在高温高应变速率下的塑性变形行为,温度为750~1150℃,应变速率为0.2~26s-1,认为变形符合点阵扩散控制的位错蠕变机制,塑性受变形温度和应变速率的影响较大,当温度在1050℃塑性最好。HJSpeis等研究了采用熔体雾法制粉加热挤压工艺制备的超高碳高合金化工具钢(X380CrVMo2593)的超塑性,该超高碳钢具有两相组织,在(1050±50)℃范围内具有超塑性,主要的变形机制为晶界滑移,晶格扩散起协调变形作用。4细化晶粒加工对超高碳钢力学性能的影响超高碳钢具有良好超塑性的原因在于随着