專利名稱：一種消除亞共析鋼中粗大魏氏組織的強磁場真空退火方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于金屬材料熱處理技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種消除亞共析鋼中粗大魏氏組織的強磁場真空退火方法。該方法通過在亞共析鋼真空退火過程中，施加超導(dǎo)直流穩(wěn)恒強磁場來消除亞共析鋼中對機械性能具有破壞作用的粗大的先共析魏氏組織鐵素體，獲得均勻組織，提高亞共析鋼的機械性能。
背景技術(shù)：
含碳量小于0.6％(mass％)的亞共析鋼在鑄造、鍛造、軋制、焊接以及熱處理后，顯微組織中常常可以觀測到針片狀的先共析魏氏組織鐵素體。長期以來，人們對于亞共析鋼中的先共析魏氏組織鐵素體對機械性能的影響一直存在爭論。一種看法認為魏氏組織會降低鋼的機械性能，特別是降低鋼的沖擊韌性，而且使韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。另一種看法認為鋼中存在少量針片狀的魏氏組織或魏氏組織級別在3級以下時，對鋼的機械性能影響不大，在某些情況下甚至可以提高鋼的機械性能。這些爭論盡管存在，但上述兩種看法均認為當(dāng)鋼的奧氏體晶粒在高溫下粗大化，冷卻后產(chǎn)生粗大的魏氏組織鐵素體并嚴重切割基體時，將使鋼的強度和沖擊韌性顯著降低。生產(chǎn)中，對于易產(chǎn)生魏氏組織的亞共析鋼常采用控制軋制、降低終鍛溫度、控制鍛造后的冷卻速度或調(diào)質(zhì)、退火、正火、等溫淬火等工藝來防止或消除粗大的魏氏組織。但是有文獻認為亞共析鋼中一旦形成粗大的魏氏組織后，是很難消除的，而且奧氏體化溫度越高、保溫時間越長，魏氏組織越難以消除。尤其是對于合金或雜質(zhì)元素較少的優(yōu)質(zhì)碳素鋼以及高純度鋼(超純凈鋼)，由于缺少第二項粒子的“釘扎”晶界的作用，在奧氏體化時，奧氏體晶粒很容易長大，魏氏組織更容易形成并難以消除。另一方面，近年來，強磁場發(fā)生裝置的商業(yè)化使5T以上的超導(dǎo)直流穩(wěn)恒強磁場獲得變得非常容易，使得利用強磁場熱處理控制鋼的顯微組織和性能成為可能。研究利用強磁場熱處理控制亞共析鋼中粗大魏氏組織的方法應(yīng)運而生。

發(fā)明內(nèi)容
針對現(xiàn)有技術(shù)存在的問題，本發(fā)明提供一種利用在強磁場條件下的退火熱處理來消除亞共析鋼中的粗大的分布不均勻的先共析魏氏組織鐵素體的方法，獲得均勻組織，改善亞共析鋼的機械性能。
本發(fā)明方法包括以下步驟1)工件裝爐將待處理工件裝于強磁場真空熱處理爐內(nèi)。強磁場熱處理爐及工件安裝方式如圖1所示。真空熱處理爐安裝在超導(dǎo)磁體的中心孔內(nèi)，超導(dǎo)磁體的磁場中心與真空熱處理爐均勻溫區(qū)重合。超導(dǎo)磁體產(chǎn)生的直流穩(wěn)恒磁場強度大于10T，升磁場時，超導(dǎo)磁體內(nèi)部的超導(dǎo)線圈被液氦冷卻至4.5K以下，達到超導(dǎo)狀態(tài)。通過向超導(dǎo)線圈中緩慢增加電流強度來增加磁場強度，電流強度增加速率為2A～2.5A/min。使用Pt-Rh熱電偶測量爐膛內(nèi)工件溫度。
2)將真空熱處理爐內(nèi)真空度升高至6×10-3Pa～8×10-3Pa。
3)將磁場強度升高至大于10T以上的目標(biāo)磁場強度(在允許條件下，盡量將磁場強度升高至強磁場發(fā)生裝置能夠發(fā)生的最大磁場強度)。
4)將樣品以真空熱處理爐的最大升溫速度加熱至Ae3+30K，保溫(1～1.5min/mm)進行奧氏體化。
5)以小于30K/min的冷卻速度將上述步驟4)中奧氏體化后的樣品冷卻至873K，然后隨爐冷卻至室溫，再撤去磁場及真空。
通過在奧氏體向先共析鐵素體轉(zhuǎn)變過程中施加大于10T的超導(dǎo)直流穩(wěn)恒強磁場，降低相變過程中先共析鐵素體相的自由能，引入磁場附加的相變驅(qū)動力，從而降低了系統(tǒng)自由能，使先共析鐵素體由非磁場熱處理后形成的粗大的針片狀魏氏組織鐵素體形貌轉(zhuǎn)變?yōu)槭┘訌姶艌鰺崽幚砗蟮木鶆虻难卮艌龇较蚍植嫉纳扉L、鏈式排列組織。
非磁場熱處理時，針片狀的先共析魏氏組織鐵素體的形核機制有兩種第一種機制是起源于晶界鐵素體，由晶界鐵素體按照K-S關(guān)系沿母相奧氏體{111}fcc晶面向奧氏體晶粒內(nèi)部長大，即{110}bcc//{111}fcc，<111>bcc//<110>fcc。第二種機制是在母相奧氏體晶粒內(nèi)部沿母相奧氏體{111}fcc晶面形核，然后按照K-S關(guān)系長大。這種取向關(guān)系使先共析鐵素體與母相奧氏體的相界面形成半共格界面，使作為相變阻力的γ/α相界面能較低，從而降低了系統(tǒng)自由能。{110}bcc與{111}fcc之間的錯配度δ≈0.025，半共格界面上錯配的柏氏矢量b＝0.2nm，錯配位錯的間距約為8nm。為提高共格程度，進一步降低界面能，在與界面垂直方向上形成許多單原子厚的結(jié)構(gòu)小臺階。這些臺階結(jié)構(gòu)的存在，使相界面與{111}fcc面之間形成10°左右的角度。相界面沿其法向移動如果依靠位錯的攀移十分困難，需要很大的激活能。但是，通過臺階沿與相界面平行的方向移動來完成相界面的移動所需激活能較小，比較容易進行。這種臺階機制的結(jié)果使鐵素體形成了針片狀先共析魏氏組織鐵素體形態(tài)。另外大量研究表明，從奧氏體中析出先共析魏氏組織鐵素體的轉(zhuǎn)變具有一個上限溫度Ws，隨Fe-C合金中含碳量增加，Ws逐漸降低。由于晶界原子排列混亂并存在成分起伏，先共析鐵素體優(yōu)先在奧氏體晶界特別是三叉晶界形核，首先沿晶界生長形成晶界鐵素體，同時向周圍奧氏體中排出多余的碳原子，導(dǎo)致剩余奧氏體中的碳含量升高，Ws降低。在轉(zhuǎn)變過程中，如果奧氏體的實際溫度T總是大于Ws，則不會析出魏氏組織鐵素體。這里奧氏體的實際溫度受冷卻速度控制，冷卻速度越慢，奧氏體實際溫度越高。而Ws則受晶界鐵素體數(shù)量多少以及奧氏體中的動態(tài)的含碳量控制。奧氏體化溫度越低，奧氏體晶粒就越細，晶界數(shù)量越多，先共析鐵素體形核數(shù)量也多，碳從晶界先共析鐵素體晶核擴散到周圍奧氏體晶粒內(nèi)部的路程也越短，周圍奧氏體中的碳含量也迅速增加，Ws點隨含碳量增加而降低，這種情況下，不容易析出魏氏組織鐵素體。隨奧氏體化溫度升高，奧氏體晶粒尺寸更加粗大，此種情況恰好與上述相反，容易形成魏氏組織鐵素體。研究表明，粗晶粒奧氏體的Ws溫度比細晶粒奧氏體的Ws溫度更高，更容易形成魏氏組織鐵素體。不施加磁場時，隨奧氏體化溫度升高，奧氏體晶粒更加粗大，針片狀的魏氏組織鐵素體更加發(fā)達，片厚和片長度增加。相變過程中施加強磁場，可以促進晶界鐵素體的形核和長大，使晶界鐵素體的數(shù)量增加，并提高相變溫度。使晶界鐵素體中的碳在較高溫度下更容易排出到周圍奧氏體中，使奧氏體中的含碳量增加更多，從而抑制魏氏組織鐵素體產(chǎn)生。由于退磁場及磁偶極子作用，先共析鐵素體將形成伸長、鏈式排列組織。這種伸長、鏈式排列組織可以減小退磁因子，降低系統(tǒng)自由能。如果適當(dāng)調(diào)整工藝參數(shù)(加熱速度、奧氏體化溫度、保溫時間、冷卻速度)，可以得到均勻的細小彌散的顯微組織，從而提高亞共析鋼的機械性能。另一方面，相變過程中施加強磁場可以降低先共析鐵素體的自由能，使Fe-C合金相圖中A1、A3線向右上方移動，使先共析鐵素體的最大固溶度點及共析點右移，促進先共析鐵素體的形成，并使先共析鐵素體的面積百分含量增加，提高了亞共析鋼的塑性變形能力。
本發(fā)明的優(yōu)點是將超導(dǎo)直流穩(wěn)恒強磁場與退火熱處理結(jié)合起來，利用強磁場抑制奧氏體晶粒長大及促進鐵素體轉(zhuǎn)變的作用控制先共析鐵素體的析出形態(tài)，抑制了對機械性能具有破壞作用的粗大的先共析魏氏組織鐵素體的析出，得到均勻的細小彌散的顯微組織，提高亞共析鋼的機械性能。本發(fā)明所采用的方法可以消除普通處理方法所難以消除的粗大魏氏組織鐵素體。另外，施加強磁場熱處理可以增加先共析鐵素體析出的面積百分含量，提高了亞共析鋼的塑性變形能力。


圖1為強磁場熱處理裝置及工件安裝示意圖；圖中1、加熱爐2、冷卻水3、鉑電阻加熱器4、磁體5、磁場中心6、工件支架7、水冷套8、氬氣9、工件 10、Pt-Rh熱電偶圖2為高純度Fe-0.52C合金不同磁場強度熱處理后的顯微組織形貌；圖中(a)0T；(b)4T；(c)8T和(d)12T條件下，1067K、5min奧氏體化，0.5K/min冷卻后的顯微組織，H為磁場方向。
圖3為Fe-0.52C合金1067K、5min奧氏體化，0.5K/min冷卻后，魏氏組織鐵素體面積百分含量與磁場強度的關(guān)系；圖4為高純度Fe-0.52C合金非磁場及12T磁場下，經(jīng)過1067K、5min奧氏體化，不同冷卻速度(0.5K/min、2K/min、5K/min)冷卻至873K后的顯微組織形貌；圖中(a)0.5K/min 0T (b)2K/min 0T (c)5K/min 0T(d)0.5K/min 12T(e)2K/min 12T(f)5K/min 12T圖5為Fe-0.36C合金在0T或12T磁場條件下，經(jīng)過1099K、5min奧氏體化，以0.5K/min冷卻速度冷卻至873K后隨爐冷卻至室溫的顯微組織形貌。
圖中H為磁場方向，(a)0T (b)12T具體實施方式
實施例1選材為高純度Fe-0.52C合金，化學(xué)成分見表1，利用Thermo-calc熱分析軟件計算其Ae3溫度為1037K。熱處理工藝為將樣品加熱至1067K，保溫5min，以0.5K/min冷卻至873K，隨爐冷卻至室溫，熱處理過程中分別施加0T、4T、8T和12T強磁場。強磁場發(fā)生裝置為JMTD-12T100型超導(dǎo)直流穩(wěn)恒強磁場發(fā)生裝置，該裝置能夠產(chǎn)生的最大磁場強度為12T。樣品尺寸為7mm×7mm×1mm，熱處理后的樣品經(jīng)研磨、拋光并用3％硝酸酒精溶液腐蝕后，使用奧林巴斯光學(xué)顯微鏡進行顯微組織觀察。金相觀察面為與磁場施加方向平行的截面，顯微組織照片上箭頭所示方向為磁場施加方向。
表1.Fe-0.52C合金化學(xué)成分(mass％).

圖2表示高純度Fe-0.52C合金施加不同磁場強度(a)0T；(b)4T；(c)8T和(d)12T條件下，1067K、5min奧氏體化，0.5K/min冷卻后的顯微組織。其中白色部分為先共析鐵素體組織，黑色部分為珠光體組織。由圖2可知，非磁場熱處理的情況下，白色的先共析鐵素體以三種形態(tài)析出①呈針片狀析出，②呈等軸狀析出，③沿母相奧氏體晶界呈網(wǎng)狀析出，其中呈針片狀析出的部分為先共析魏氏組織鐵素體。非磁場熱處理樣品中的先共析鐵素體大多數(shù)以粗大的針片狀的先共析魏氏組織鐵素體形態(tài)析出；施加4T磁場進行熱處理的樣品中，針片狀先共析魏氏組織鐵素體數(shù)量明顯減少，部分鐵素體晶粒沿磁場施加方向伸長并且首尾相接呈鏈狀分布(圖2(b))；施加磁場的強度為8T的樣品中，先共析魏氏組織鐵素體數(shù)量進一步減少，多數(shù)鐵素體晶粒沿磁場方向伸長長大(圖2(c))；當(dāng)外加磁場強度達到12T時，樣品中的先共析鐵素體組織基本上形成沿磁場方向伸長、鏈狀排列組織，粗大的先共析魏氏組織鐵素體被消除(圖2(d))。
圖3為先共析魏氏組織鐵素體的面積百分含量隨磁場強度的變化。由圖中可以看出隨著磁場強度的增加，先共析魏氏組織鐵素體的面積百分含量顯著減少。
實施例2選材為高純度Fe-0.52C合金，化學(xué)成分及Ae3溫度與實施例1相同。熱處理工藝為將樣品加熱至1067K，保溫5min，分別以不同冷卻速度(0.5K/min、2K/min、5K/min)冷卻至873K，隨爐冷卻至室溫，熱處理過程中分別施加0T和12T強磁場。強磁場發(fā)生裝置、樣品尺寸及熱處理后的樣品處理和顯微組織觀察等均與實施例1相同。
圖4為高純度Fe-0.52C合金非磁場及12T磁場下，不同冷卻速度(0.5K/min、2K/min、5K/min)熱處理后的顯微組織。由圖4可以看出，非磁場熱處理樣品(圖4(a)，(b)，(c))的顯微組織中，先共析鐵素體為針片狀的魏氏組織鐵素體和少量的等軸鐵素體。其中鐵素體與珠光體的分布非常不均勻，粗大的魏氏組織鐵素體針片嚴重切割基體。冷卻速度越慢，先共析魏氏組織鐵素體的針片越粗大。施加12T磁場熱處理后(圖4(d)，(e)，(f))，鐵素體與珠光體的分布均勻，先共析鐵素體的顯微組織形貌發(fā)生了明顯變化，沿磁場施加方向形成了伸長、鏈式排列組織。隨冷卻速度增加，鐵素體和珠光體的平均晶粒尺寸減小，與非磁場熱處理樣品相比，先共析鐵素體面積百分含量明顯增加，且組織更加均勻，粗大的針片狀魏氏組織鐵素體被消除。
實施例3選材為高純度Fe-0.36C合金，化學(xué)成分如表2所示。Ae3溫度為1069K。熱處理工藝為將樣品加熱至1099K，保溫5min，以0.5K/min的冷卻速度冷卻至873K，隨爐冷卻至室溫，熱處理過程中分別施加0T和12T強磁場。強磁場發(fā)生裝置、樣品尺寸及熱處理后的樣品處理和顯微組織觀察等與實施例1相同。
表2.Fe-0.36C合金化學(xué)成分(mass％).

圖5所示為圖5.Fe-0.36C合金在0T或12T磁場條件下，經(jīng)過1099K、5min奧氏體化，以0.5K/min冷卻速度冷卻至873K后隨爐冷卻至室溫的顯微組織。與Fe-0.52C合金類似，磁場為0T熱處理后(圖5(a))，先共析鐵素體仍然主要以針片狀的粗大魏氏組織鐵素體形態(tài)析出，其中鐵素體與珠光體的分布非常不均勻，粗大的魏氏組織鐵素體針片嚴重切割基體。施加12T磁場熱處理后(圖5(b))，鐵素體與珠光體的分布均勻。與非磁場熱處理樣品相比，先共析鐵素體面積百分含量明顯增加，且組織更加均勻，粗大的針片狀魏氏組織鐵素體被消除。
權(quán)利要求
1.一種消除亞共析鋼中粗大魏氏組織的強磁場真空退火方法，其特征在于該方法包括以下步驟1)工件裝爐將待處理工件裝于強磁場真空熱處理爐內(nèi)；2)將真空熱處理爐內(nèi)真空度升高至6×10-3Pa～8×10-3Pa；3)將磁場強度升高至大于10T以上；4)將樣品以真空熱處理爐的最大升溫速度加熱至Ae3+30K，保溫，進行奧氏體化；5)以小于30K/min的冷卻速度將步驟4)中奧氏體化后的樣品冷卻至873K，然后隨爐冷卻至室溫，再撤去磁場及真空。
全文摘要
一種消除亞共析鋼中粗大魏氏組織的強磁場真空退火方法，包括以下步驟工件裝爐；將真空熱處理爐內(nèi)真空度升高至6×10
文檔編號C21D10/00GK101082076SQ20071001200
公開日2007年12月5日 申請日期2007年7月9日 優(yōu)先權(quán)日2007年7月9日
發(fā)明者王守晶, 趙驤, 何長樹, 左良 申請人:東北大學(xué)