一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法

摘要

一种热稳定性良好的含铌纳米贝氏体钢的制备方法，属于钢铁材料领域。将含铌纳米贝氏体钢坯料在完全奥氏体化温度(Ac3)以上50～100℃保温0.5～1.0h；然后以20～50℃/s的速率直接冷却到马氏体开始相变温度(Ms)以上5～15℃进行等温贝氏体转变，等温时间为1.0～2.0h；或直接冷却到马氏体开始相变温度(Ms)以下5～8℃形成少量马氏体，随后升温到马氏体开始相变温度(Ms)以上5～15℃进行二步等温贝氏体转变，等温时间为0.5～1.0h。最后空冷至室温。所述纳米贝氏体钢的化学成分为：C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn 1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％；Nb 0.015～0.020％，其余为铁及不可避免的杂质。本发明涉及工艺无需复杂的轧制变形，相变完成时间短，在细化纳米贝氏体显微组织的同时还可保证纳米贝氏体钢在高温时的力学稳定性。

权利要求

1.一种热稳定性良好的含铌纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于所述含铌纳米结构贝氏体钢的化学成分中：C 0.25 0.30%；Si 1.2 1.5%；Mn 1.0 1.7%；Cr 1.2 1.5%；Al 1.5~ ~ ~ ~ ~

2.0%；Mo 0.8 1.0%；Ni 0.6 1.0%；Nb 0.015 0.020%，其余为铁及不可避免的杂质；制备方~ ~ ~

法是将纳米贝氏体钢在完全奥氏体化温度(Ac3)以上50 100℃保温0.5 1.0h；然后以20 50~ ~ ~

℃/s快速冷却到马氏体相变开始温度(Ms)以下5 8℃形成少量马氏体，随后升温到马氏体~

相变开始温度(Ms)以上5 15℃进行二步等温贝氏体转变，等温时间为0.5 1.0h，最后空冷~ ~

至室温；

所述含铌纳米贝氏体钢的显微组织是贝氏体铁素体板条、马氏体、薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体；

所述含铌纳米贝氏体钢等温相变完成后的力学性能为，屈服强度Rel为900 1000MPa，~

抗拉强度Rm为1200 1400MPa，延伸率为25 33%，室温下冲击功为20 45J；所述纳米贝氏体钢~ ~ ~

在600℃回火1h后的力学性能为，屈服强度Rel为850 950MPa，抗拉强度为1100 1300MPa，延~ ~

伸率为25 31%，室温下冲击功为15 30J。

~ ~

说明书

一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于钢铁材料领域，具体涉及一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法。

背景技术

[0002] 纳米贝氏体钢，又称低温贝氏体钢或超细贝氏体钢，多采用高碳高硅的合金成分，在马氏体相变开始温度(Ms)以上(200～300℃)进行长时间等温贝氏体相变，以获得纳米级
别贝氏体铁素体板条和薄膜状残余奥氏体。硬相的贝氏体铁素体板条内的高位错密度可提
供较高的强度，软相的残余奥氏体(薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体)可保证材料有相
当的塑性和韧性。但高碳高硅贝氏体钢中纳米贝氏体相变时间随相变温度的降低而延长，
且所得显微组织中含有较多的块状残余奥氏体(～20％)，在塑性变形过程中发生形变诱导
相变现象，将有损于贝氏体钢的韧性。此外，高碳高硅纳米贝氏体钢的热稳定性较差。受热
时薄膜状残余奥氏体因其较高的碳含量容易分解为碳化物，对贝氏体铁素体板条的粗化作
用减弱，从而明显降低纳米贝氏体钢的强度和韧性。

[0003] 现已公布的“一种微纳结构贝氏体钢的热处理方法”(CN110527794A)实施两步等温贝氏体相变，低温贝氏体+碳配分转变和低温贝氏体+深冷处理三种热处理方法，可明显
加速贝氏体相变，细化块状残余奥氏体。公开号为CN109897943B的发明专利通过对纳米贝
氏体尺寸及该尺寸对应的组织含量进行控制，从而精确地把握材料的力学性能。“一种低温
贝氏体钢的制备方法”(CN110129525A)针对高碳(0.77～0.84％)化学成分，完全奥氏体化
后淬火至Ms点以下形成少量马氏体，随后进行等温贝氏体相变，可缩短相变孕育期。但是，
生产工艺相对复杂，而且难以精确控制。并且对制备出的纳米贝氏体钢的热稳定性的研究
尚未报道。

发明内容

[0004] 本发明为弥补上述技术和产品存在的缺陷与不足，提供了一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢及制备方法，该方法添加少量的铌元素，在加速贝氏体相变的同时还提高了
纳米贝氏体钢在高温时的力学稳定性，在工业生产上具有重要的推广价值。

[0005] 一种热稳定性良好的含铌纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于所述纳米结构贝氏体钢的化学成分中：C 0.25～0.30％；Si 1.2～1.5％；Mn 1.0～1.7％；Cr 1.2～1.5％；
Al 1.5～2.0％；Mo 0.8～1.0％；Ni 0.6～1.0％；Nb 0.015～0.020％，其余为铁及不可避
免的杂质。将纳米贝氏体钢在完全奥氏体化温度(Ac3)以上50～100℃保温0.5～1.0h；然后
以20～50℃/s的速率直接冷却到马氏体相变开始温度(Ms)以上5～15℃进行等温贝氏体转
变，等温时间为1.0～2.0h，最后空冷至室温；

[0006] 或将纳米贝氏体钢在完全奥氏体化温度(Ac3)以上50～100℃保温0.5～1.0h；然后以20～50℃/s快速冷却到马氏体相变开始温度(Ms)以下5～8℃形成少量马氏体，随后升
温到马氏体相变开始温度(Ms)以上5～15℃进行二步等温贝氏体转变，等温时间为0.5～
1.0h。最后空冷至室温。

[0007] 本发明所述含铌贝氏体钢为0.25～0.30％中碳微合金钢，相比于高碳合金成分，中碳钢的贝氏体相变温度更高，可获得更多的贝氏体铁素体；1.2～1.5％Si的添加可抑制
等温贝氏体相变过程中渗碳体的析出；1.0～1.7％Mn和1.2～1.5％Cr的添加可提高中碳贝
氏体钢的淬透性；1.5～2.0％Al的添加可加速贝氏体相变动力学；0.6～1.0％Ni和0.8～
1.0％Mo的添加可降低马氏体相变开始温度，增加与贝氏体相变开始温度之间的温度差，促
进贝氏体相变的发生。特别的0.015～0.020％Nb的加入一方面细化奥氏体晶粒，缩短贝氏
体相变孕育期；另一方面在回火过程中可与碳原子形成热稳定性良好的MC型碳化物，抑制
贝氏体铁素体板条的回复，保证了纳米贝氏体钢在600℃回火后仍具有较高的强度。

[0008] 进一步地，本发明所述含铌纳米贝氏体钢等温相变完成后的力学性能为，屈服强度Rel为900～1000MPa，抗拉强度Rm为1200～1400MPa，延伸率为25～33％，室温下冲击功为
20～45J；所述纳米贝氏体钢在600℃回火1h后的力学性能为，屈服强度Rel为850～950MPa，
抗拉强度为1100～1300MPa，延伸率为25～31％，室温下冲击功为15～30J。表明所述含铌纳
米贝氏体钢在600℃回火1h后的力学性能与回火前的力学性能相差不大。

[0009] 由于采用所述主要合金成分和技术方案，本发明与现有技术和产品相比具有如下积极效果：

[0010] (1)本发明采用两步等温贝氏体相变或通过快冷引起马氏体预相变，工艺简单，易于操作；

[0011] (2)本发明所述纳米贝氏体钢中添加0.015～0.020％的铌元素，一方面，可细化奥氏体晶粒，为贝氏体相变提供更多形核点，加速纳米贝氏体相变。另一方面，受热时铌元素
与残余奥氏体中扩散出的碳原子形成弥散分布的含铌碳化物，所带来的析出强化在一定程
度上弥补了由于贝氏体铁素体板条粗化和位错密度降低引起的强度的降低。同时热稳定性
优良的含铌碳化物可抑制贝氏体铁素体板条的回复，二者的综合作用保证了纳米贝氏体钢
在高温(500～600℃)仍具有较高的强度。

[0012] (3)本发明所述纳米贝氏钢热处理方法，针对现有纳米贝氏体钢制备周期较长的缺陷，在等温相变前形成少量马氏体，一方面，明显缩短贝氏体相变孕育期。另一方面，受热
时固溶在马氏体晶粒内部的碳原子向周围扩散，使得薄膜状残余奥氏体保持膜状结构，抑
制贝氏体铁素体板条的粗化与回复。在加速贝氏体相变的同时提高了纳米贝氏体钢的热稳
定性，在工业生产上具有重要的推广价值。

附图说明

[0013] 图1是本发明将一种无铌纳米贝氏体钢采用实例1中直接等温相变的制备方法得到的显微组织图；

[0014] 图2是本发明将一种含铌纳米贝氏体钢采用实例1中奥氏体化后冷却到马氏体相变开始温度(Ms)以上5～15℃等温相变的制备方法得到的显微组织图；

[0015] 图3是图2所述纳米贝氏体钢在600℃回火1h后的显微组织图；

[0016] 图4是本发明将一种含铌纳米贝氏体钢采用实例2中奥氏体化后冷却到马氏体相变开始温度(Ms)以上5～15℃等温相变的制备方法得到的显微组织图；

[0017] 图5是图4所述纳米贝氏体钢在600℃回火1h后的显微组织图；

[0018] 图6是本发明将一种含铌纳米贝氏体钢采用实例2中完全奥氏体化后冷却到马氏体相变开始温度(Ms)以下5～8℃形成少量马氏体，而后升温到马氏体相变开始温度(Ms)以
上5～15℃进行二步等温相变的制备方法得到的显微组织图；

[0019] 图7是图4所述纳米贝氏体钢经600℃回火1h后的显微组织图。

具体实施方式

[0020] 以下将结合附图对本发明的具体实施方案进行详细说明。

[0021] 实施例1

[0022] 本发明实施例提供了一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法，该贝氏体钢的化学成分及其含量为：C 0.28％；Si 1.50％；Mn 1.5％；Cr 1.2％；Al 1.97％；Mo 
0.80％；Ni 0.62％；Nb 0.018％；其余为Fe和不可避免杂质。

[0023] 其热处理方法具体包括以下步骤：

[0024] 将纳米贝氏体钢坯料在真空条件下1200℃均匀化24h，以减小合金元素的偏聚。冷却至室温后取 圆柱状试样。用Gleeble3500热模拟试验机，测定该纳米贝氏体
钢的马氏体相变开始温度为330℃。

[0025] 该纳米贝氏体钢在980℃，奥氏体化0.5h；随后以20℃/s的速率冷却至330℃，保温1h。最后空冷至室温。

[0026] 图1和图2分别为采用相同工艺制备出无铌和含铌纳米贝氏体钢显微组织图。对比分析可知0.018％铌元素的添加不仅细化贝氏体铁素体板条，还可细化块状残余奥氏体。

[0027] 本实施例所制备的纳米贝氏体钢的基本力学性能为：屈服强度Rel为953MPa，抗拉强度Rm为1292MPa，延伸率为27％，室温下冲击功为35J。兼顾了高强度和良好的塑韧性。

[0028] 图3为600℃回火1h后含铌纳米贝氏体钢的显微组织图，基本力学性能为：屈服强度Rel为935MPa，抗拉强度Rm为1104MPa，延伸率为21.8％，室温下冲击功为20J。

[0029] 实施例2

[0030] 本发明实施例提供了一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法，该贝氏体钢的化学成分及其含量为：C 0.29％；Si 1.40％；Mn 1.50％；Cr 1.30％；Al 1.6％；Mo 
0.89％；Ni 0.61％；Nb 0.019％；其余为Fe和不可避免杂质。

[0031] 其热处理方法具体包括以下步骤：

[0032] 将纳米贝氏体钢坯料在真空条件下1200℃均匀化24h，以减少合金元素的偏聚。冷却至室温后取 圆柱状试样。用Gleeble3500热模拟试验机，测定该纳米贝氏体
钢的马氏体相变开始温度为332℃。

[0033] 该纳米贝氏体钢在1000℃，奥氏体化0.5h；随后以20℃/s的速度冷却至335℃，保温1h。最后空冷至室温。

[0034] 图4为本实施例所制备的纳米贝氏体钢的显微组织图，其基本力学性能为：屈服强度Rel为930MPa，抗拉强度Rm为1251MPa，延伸率为28％，室温下冲击功为30J。

[0035] 图5为600℃回火1h后含铌纳米贝氏体钢的显微组织图，基本力学性能为：屈服强度Rel为859MPa，抗拉强度Rm为1043MPa，延伸率为25％，室温下的冲击功为18J。

[0036] 结合显微组织图分析，由薄膜状残余奥氏体分解而来的碳化物引发的析出强化弥补了由于贝氏体铁素体板条粗化带来的强度的降低，保证了高温时仍有较高的强度水平。
但硬相碳化物的出现容易成为形变过程中微裂纹的起源，导致含铌纳米贝氏体钢的延伸率
和冲击功略微降低。

[0037] 实施例3

[0038] 本发明实施例提供了一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法，该纳米贝氏体钢的化学成分及其含量为：C 0.32％；Si 1.40％；Mn 1.51％；Cr 1.18％；Al 1.16％；
Mo 0.49％；B 0.003％；Ni 0.61％；Nb 0.019％；其余为Fe和不可避免杂质。

[0039] 其热处理方法具体包括以下步骤：

[0040] 将纳米贝氏体钢坯料在真空条件下1200℃均匀化24h，以减小合金元素的偏聚。冷却至室温后取 圆柱状试样。用Gleeble3500热模拟试验机，测定该纳米贝氏体
钢的马氏体相变开始温度为328℃。

[0041] 该纳米贝氏体钢在1000℃，奥氏体化0.5h；随后以30℃/s的速率快冷至323℃，保温5s；然后在340℃保温1h；最后空冷至室温。

[0042] 图6为采用预相变马氏体工艺制备出含铌纳米贝氏体钢的显微组织图。其基本力学性能为：屈服强度Rel为967MPa，抗拉强度Rm为1322MPa，冲击功为15J，延伸率为25％。兼
顾了高强度和良好的塑韧性。

[0043] 图7为采用预相变马氏体工艺制备的含铌纳米贝氏体钢在600℃回火1h后的显微组织图。其基本力学性能为：屈服强度Rel为930MPa，抗拉强度为1204MPa，冲击功为17J，延
伸率为30.8％。

[0044] 综合对比分析回火前后含铌纳米贝氏体钢的显微组织，600℃回火后预相变马氏体内呈片层状分布的碳化物延缓了马氏体的回复，同时固溶于马氏体晶粒内的碳原子在回
火过程中扩散至周围的残余奥氏体内，保证了高温时残余奥氏体仍能保持薄膜状形貌，抑
制了贝氏体铁素体板条的粗化与回复。而远离马氏体晶粒的残余奥氏体发生分解，形成的
弥散碳化物，弥补了由于马氏体回复和贝氏体铁素体板条粗化造成强度的降低。马氏体内
晶格畸变程度的降低有利于含铌纳米贝氏体钢塑韧性的提高。

[0045] 本具体实施方式所述的两种热处理方法得到的显微组织是贝氏体铁素体板条、马氏体、薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体。0.015～0.020％的铌元素的添加可明显细化
奥氏体晶粒，增加贝氏体相变形核点，导致相变过程中碳原子由贝氏体铁素体向邻近的残
余奥氏体发生短程扩散，结果不仅细化残余奥氏体，还提高残余奥氏体内的碳含量。高温回
火后，铌元素与由残余奥氏体扩散的碳原子形成含铌碳化物，因其高温时良好的稳定性抑
制了贝氏体铁素体板条的粗化与回复，保证了纳米贝氏体钢具有较高的热稳定性。此外，少
量预先形成的马氏体在回火后优先分解，维持残余奥氏体的薄膜状形貌，进一步抑制高温
时贝氏体铁素体板条的粗化，再次提高纳米贝氏体钢的热稳定性。