貝氏體鋼及其制造方法技術

本發明專利技術公開了一種超級貝氏體鋼，所述超級貝氏體鋼包含了９０％～５０％的貝氏體，剩余的是奧氏體，其中過量的碳以超過平衡濃度的濃度保留在貝氏體鐵素體中；也有部分碳分配至殘余奧氏體中。此類貝氏體鋼具有非常細的貝氏體薄片（厚度為１００ｎｍ以下）。本說明書中使用術語“超級貝氏體鋼”來描述此類鋼。特別地，本發明專利技術討論了改變錳含量對獲得較快的轉變時間的影響，并由此在不存在貴合金材料的情況下實現較低的制造成本。在本發明專利技術的一個實施方式中，按重量百分比計，超級貝氏體鋼包含：碳０．６％～１．１％，硅１．５％～２．０％，錳０．５％～１．８％，鎳至多為３％，鉻１．０％～１．５％，鉬０．２％～０．５％，釩０．１％～０．２％，除偶存雜質之外余量的鐵。特別地，注意到在錳含量為約１重量％時獲得了優異的性能。本發明專利技術討論了用于制造所述超級貝氏體鋼的各種方法，但是一個特別有用的方法包括以下步驟：使所述鋼從奧氏體得到足夠快速的冷卻，從而避免轉變成珠光體；使所述鋼在１９０℃～２５００℃的溫度轉變為貝氏體。本發明專利技術討論了改變相變溫度對硬度的影響，并斷定本發明專利技術可以提供非常硬的鋼（＞６３０ＨＶ）。還注意到，在最終轉變成超級貝氏體鋼之前，可以生產出適當的珠光體以用于進行切割、開孔和成型。

【技術實現步驟摘要】
【國外來華專利技術】
本專利技術涉及。本專利技術雖然特別涉及適合用作裝甲的鋼， 但并不限于此類鋼。本專利技術還涉及可隨后被加工成貝氏體鋼的相變微結構(transition microstructure)0
技術介紹
主要為貝氏體的鋼通常是具有至少50%貝氏體的鐵素體結構的鋼。將貝氏體分為 兩類上貝氏體和下貝氏體。上貝氏體在貝氏體鐵素體晶粒內不含碳化物析出物，但在晶界處可具有析出的碳 化物。下貝氏體在貝氏體鐵素體晶粒內部具有的析出碳化物與晶界成特征角。晶界處也 可以存在析出的碳化物。最近描述了不含碳化物的貝氏體，該貝氏體中包含了 90% 50%的貝氏體，剩余 的是奧氏體，其中過量的碳以超過平衡濃度的濃度保留在貝氏體鐵素體內；也有部分碳分 配至殘余奧氏體中。此類貝氏體鋼具有非常細的貝氏體薄片(bainite platelet)(厚度為 IOOnm以下)。本說明書中使用術語“超級貝氏體鋼”來描述此類鋼。2001年2月15日的WO 01/011096A (英國國防部)描述并請求保護一種主要為貝 氏體的鋼。盡管這種材料與其它已知的硬裝甲鋼相比具有較低的合金成本，但是制造包括 長時間的加熱，特別是在向貝氏體的轉變中包括長時間的加熱，導致較高的能量成本和較 長的生產時間。還極其難以對該貝氏體鋼進行機加工、開孔和成型。因此其工業應用受限。日本專利申請JP05-320740A描述了一種含碳化物的下貝氏體鋼。
技術實現思路
本專利技術提供了一種可相對經濟地進行制造的超級貝氏體鋼。本文中還描述了能夠 使制造過程中的機加工、開孔和成型更為容易的制造方法。在本專利技術中，以重量百分比計，超級貝氏體鋼包含以下成分碳0.6% 1.1%;錳0.3% 1.8%;鎳至多為3%;鉻0.5% 1.5%;鉬至多為0.5%;釩至多為0.2%;和對于使貝氏體基本上不含碳化物而言足量的硅和/或鋁；以及除偶存雜質之外余量的鐵。此類鋼可以非常硬，可為550HV 750HV。出于成本原因并為了方便制造，相對于鋁更優選硅，因此對于裝甲鋼而言，通常不會使用鋁。實際上最小的硅含量為0.5重量％，并不應超過2重量％。過量的硅使得過程 難以控制。所述超級貝氏體鋼的一些其它成分的優選范圍以重量百分比計為錳0.5% 1.5%;鉻1.0% 1.5%;鉬0.2% 0.5%;釩0.1% 0.2%。鉬的存在減緩了珠光體轉變。因此，由于降低了向珠光體轉變的風險，它使得最終 向貝氏體的轉變更為容易。釩的存在提高了韌性。通過改變錳含量，發現可以改變向貝氏體相變(transition)的速率，錳含量越高 則相變越慢。但是，從實踐的觀點來看，發現約1重量％的錳含量在相變速度(由此而得 的較低能量成本)和控制過程的能力之間提供了合理的折衷。實際上，即使旨在達到1重 量％，錳含量也將在約0.9% 1. 之間變化，因此，在本專利技術的上下文中，單詞“約”表示 所提出數字有士 10%的可能變化。已經發現，使用優選范圍內的成分制得的超級貝氏體鋼具有極細的貝氏體薄片 (薄片厚度平均為40nm以下，通常大于20nm厚)，其硬度為630HV以上。此處描述的超級貝氏體鋼基本上不含有塊狀奧氏體。在本專利技術的另一方面中，超級貝氏體鋼的制造方法包括以下步驟使具有如前述段落中所表征組成的鋼從高于其奧氏體相變溫度的溫度冷卻至高 于其馬氏體初始溫度但低于貝氏體初始溫度的溫度，其冷卻速度足夠快以避免形成珠光 體；使所述鋼保持在上述范圍內的溫度至多1周。可包括額外的步驟最初將具有如前述段落中所表征的組成的鋼冷卻成全珠光體狀態；將所述鋼重新加熱至全奧氏體狀態；然后如前述段落所述，使所述鋼進行冷卻和轉變。所述馬氏體初始溫度隨精確的合金組成而顯著不同。以下描述的附圖中示出了若 干組成的示意性實例。事實上，所述轉變溫度將高于190°C，從而確保轉變適度快速地進行。可包括額外的步驟將處于其珠光體形式的鋼重新加熱，以使其奧氏體化，并且使所述鋼能夠再次足夠緩慢地冷卻成全珠光體相。可重復進行該步驟。另一可能的步驟是對處于其珠光體形式的鋼進行退火。此步驟最好作為最終奧氏 體化和后續的轉變步驟之前的步驟而完成。通常，實踐中在進行珠光體形成步驟時，將使所述鋼達到環境溫度。前述段落中所述過程的一個特征是可以較為容易地對作為珠光體的鋼進行機加 工、開孔和成型。處于其珠光體形式的鋼合金是一種可以自身名義出售的有用的商業產品。 在出售之前可以對其進行切割、機加工、開孔或成型，而購買者只需進行最終的奧氏體化和 轉變步驟，或者制造商可以進行機加工、開孔或成型，而留給購買者采取最終步驟來將所述鋼轉變成超級貝氏體鋼。所述鋼可以在處于奧氏體相時進行熱軋。通常，在轉變成超級貝氏體鋼之前將以此方法制得的軋制鋼切割成長段。已經發現，向超級貝氏體鋼的轉變最好進行8小時 3天，但是最為經濟的是進行 約8小時。如果轉變步驟在220°C 260°C的溫度范圍內且理想的是在250°C進行，則會在 經濟的制造和硬度之間獲得良好的折衷。如果所述鋼為厚板(大于8mm厚)，則當鋼達到貝氏體轉變溫度時鋼內部的溫度分 布可能是不均勻的。特別地，所述板中心處的溫度可能保持在所需的轉變溫度之上，結果獲 得了不均勻的轉變性能。為了克服這一點，在重新開始冷卻至貝氏體轉變溫度范圍內之前， 將所述鋼從其奧氏體化溫度冷卻至比貝氏體轉變的起始溫度稍高的溫度，并保持高于貝氏 體轉變的起始溫度直至所述鋼的溫度基本上均勻。要注意的是，本專利技術的超級貝氏體鋼的轉變步驟占用的時間比W001/011096中所 述的時間短的多，并且消耗的能量顯著降低。在如上所述制造超級貝氏體鋼并且轉變溫度不超過250°C的情況下，所得的超級 貝氏體鋼具有60體積％ 80體積％溶有過量碳的貝氏體鐵素體。剩余物基本上是富含碳 的奧氏體相鋼。由此制得的超級貝氏體鋼非常硬，具有較高的防彈性而且特別適合用作裝 甲鋼。該超級貝氏體鋼沒有成塊的奧氏體。對不同的貝氏體鋼進行比較性測試。表1中給出了出于描述性目的使用的鋼的組 成(見附頁)。實施例1和2為根據W001/011096制得的鋼。實施例3為本專利技術的鋼。使用高 純度原料將該合金制備為50kg真空感應熔制錠(150mmX 150mmX 450mm)。澆鑄后，使錠在 1200°C進行均質化48小時、爐冷、裁切并切割為150mm厚的方塊。這些方塊隨后通過1000°C 進行熱鍛而減少至60mm的厚度，并立即在同一溫度下進行熱軋從而生產厚度為25mm的 500mmX 200mm板材。全部板材均從1000°C進行爐冷。在這種條件下，板材表現出的硬度為 450HV 550HV。在650°C使板材軟化，并進行爐冷以使其硬度減少至低于300HV。這使得能夠使用 常規的機加工作業制備測試材料，從而無需使用高硬度鋼所需的專門技術。從各個板材的中心區域中取出若干個IOmm立方的材料。這些樣品在1000°C進行 奧氏體化1小時，然后在空氣循環烘箱中在200°C 250°C進行至多為400小時的貝氏體轉 變熱處理，隨后進行空氣冷卻。將樣品切為兩半，進行固定(mount)、磨光和拋光至1微米的 成品(finish)并進行硬度測試。使用采用了錐形壓頭和30kg載荷的維氏硬度測試計測定 硬度。在各個樣品的中心區域中打出10個凹痕，并取平均硬度值為指示值。從各本文檔來自技高網...

【技術保護點】
１．超級貝氏體鋼，按重量百分比計，所述超級貝氏體鋼包含：碳０．６％～１．１％，錳０．３％～１．８％，鎳至多為３％，鉻０．５％～１．５％，鉬至多為０．５％，釩至多為０．２％，對于使貝氏體基本上不含碳化物而言足量的硅和／或鋁，以及除偶存雜質之外余量的鐵。

【技術特征摘要】
【國外來華專利技術】...

【專利技術屬性】
技術研發人員：哈沙德·庫馬爾·德哈瑪施·漢斯萊特·布哈德夏，
申請(專利權)人：英國國防部，
類型：發明
國別省市：GB