中高碳铬钒钢中形成微纳尺度孪晶马氏体的工艺方法与流程

背景技术：

近年来，有关纳米孪晶金属材料方面的大量研究及实践证明，孪晶界是一种特殊的低能态共格晶界，孪晶界两侧的晶格呈镜面对称，同普通大角晶界相似，孪晶界可有效地阻碍位错运动，从而使材料强化。但是微米尺度的孪晶片层其强化效果并不显著，当孪晶片层厚度细化至纳米量级时，其强化效果开始显现。纳米孪晶金属材料具有非常独特的力学性能和物理性能，利用纳米尺度孪晶界面强化材料已成为一种提高材料综合性能的新途经。含高密度微纳尺度孪晶亚结构的金属材料具有很多常规金属材料所不具有的性能，如超高的强度硬度、可观的塑性、超高的导电性、高的应变速率敏感性和抗疲劳裂纹萌生性能等。可见，含有高密度纳米孪晶的金属材料具有很多优良的性能，因而，这样的材料也具有广阔的应用空间。

孪晶并不罕见，在一些金属间化合物，很多金属材料，特别是低层错能的金属材料中，都能观察到孪晶。但这些材料中所含的孪晶，要么含量太少，孪晶结构的存在，不足以影响块体材料的力学性能；要么就是材料中含的是尺寸粗大的孪晶片层，粗大的孪晶对强度硬度的贡献不大，反而降低材料的韧塑性能。目前，对微纳尺度孪晶方面的研究及实践工作方面，主要是运用磁控溅射法制得的含高密度纳米孪晶的纯铜材料，在实验条件下，显示出了诸多优异的力学性能和物理性能。但这项技术制得的纳米孪晶纯铜材料尚未得到广泛的应用，原因在于通过这种方法制备的含高密度孪晶的纯铜材料尺寸有限，据文献报到其板状拉伸样的厚度仅为40um。而大块的纳米孪晶纯铜其自身的层错能较低，在受力的条件下，极易因原子面的滑移失去纳米孪晶的孪生关系，转变成常规的粗晶纯铜的结构，失去了纳米孪晶结构的强化作用。从而导致用磁控溅射法制得的含高密度纳米孪晶的纯铜材料无法得到广泛的应用。

通过相变的方法在钢中制备微纳尺度孪晶有较大难度。一方面由于碳钢的层错能较高不易形成形变孪晶，其变形机制主要以位错的滑移为主，因此只能以相变方式来获得孪晶。而通过马氏体相变获得的孪晶比较粗大，对强度贡献不大反而显著降低韧塑性，为此必须首先要解决晶粒超细化达到1-2μm才能保证后续形成的孪晶块尺寸在300nm以内。另一方面还必须通过其它方式提高奥氏体相的强度，才能获得一定数量的微纳尺度孪晶马氏体。目前还未见在一般大块体低合金碳钢中获得微纳尺度孪晶来实现强化和塑化的文献报道。

技术实现要素：

本发明的目的在于：提供一种中高碳铬钒钢中形成微纳尺度孪晶马氏体的工艺方法，以解决通过马氏体相变获得的孪晶比较粗大，对强度贡献不大反而显著降低韧塑性的问题。

为解决上述问题，拟采用这样一种中高碳铬钒钢中形成微纳尺度孪晶马氏体的工艺方法，包括：

步骤一.选取中高碳铬钒钢，通过大功率感应加热方法对其加热，加热到790～830℃，保温时间为t，t为1～10秒，室温～500℃时的加热速率为200～300℃/s，500～830℃时的加热速率为800～1000℃/s；

步骤二.保温时间t后，对合金钢进行快速冷却，在830℃～400℃范围冷却速率＞300℃/s；400℃～室温范围冷却速率＞150℃/s；

步骤三.重复上述步骤一和步骤二的淬火工艺，获得微纳尺度孪晶马氏体。

前述工艺方法中，所选取的合金钢的成分和尺寸范围如下：元素含量(wt％)，C：0.45～0.55、Cr：0.8～1.4、V：0.08～0.14，其余为杂质含量，料径小于Φ16mm。

前述工艺方法中，步骤一中选取合金钢后，先将其进行均匀化退火，然后去除表层杂质，避免杂质影响其加热速率和冷却速率；

前述工艺方法中，步骤三中，重复进行步骤一和步骤二的淬火工艺6次，获得最大密度的微纳尺度孪晶马氏体，经实验证实，重复进行步骤一和步骤二的淬火工艺6次时，合金中微纳尺度孪晶马氏体的含量最高。

与现有技术相比，本发明采用在接近临界点的低温区，通过快速加热过程具有一定回火效应，由于时间很短、温度低，回火不充分部分碳化物以及细化的尺寸在基体析出同时有部分溶解导致每个细化晶粒中都有局部的高碳区(碳含量大于0.7％以上)，然后快速冷却，这种过程重复几次后未溶解的碳化物量显著降低，晶粒显著细化，但同时又在每个晶粒局部保持不均匀的高碳浓度区。这种状态以超快速率冷却将能够获得一定数量的微纳尺度孪晶马氏体。由于这种类型钢的变形机制主要以位错的滑移为主，不会破坏孪晶的孪生关系，从而保证了其中所含的微纳尺度孪晶对材料宏观强度的贡献。另一方面塑性变形过程中位错与微纳尺度孪晶的反应和交互作用能有效释放形变应力导致材料塑性提高。因此这种方法可通过在大块体材料中获得微纳尺度孪晶马氏体来显著提高这类材料的强塑性，具有重要的实际应用价值。目前微纳尺度孪晶的密度只能在10％体积分数以内不算很高，已经可使这类材料的强度达到2000MPa以上，同时塑性指标(断面收缩率)可以获得45％左右，一旦本发明含高密度(大于15％体积分数)的纳米孪晶马氏体的钢铁材料推广应用，那将直接导致钢铁材料应用领域的革命性变化。

具体实施方式

图1是本发明实施例的循环淬火工艺图；

图2是本发明实施例采用循环淬火工艺获得的超细化晶粒扫描电镜(SEM)图，图中1至6表示淬火1次至6次的试样；

图3是本发明实施例制得的微纳尺度孪晶马氏体组织的透射电子显微镜(TEM)图和孪晶片层厚度示意图。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明作进一步地详细描述。

实施例：

中高碳铬、钒钢中形成微纳尺度孪晶马氏体的新工艺，其工艺如图1所示。

第1步：将试样加工至合适尺寸，先将试样进行均匀化退火。然后人工去除试样表层的氧化膜等会影响其加热速率和冷却速率的杂质。

第2步：按图1所示的工艺对钢进行循环淬火热处理。

具体工艺规范如下：

参照图2和图3，通过上述循环淬火工艺，从细化晶粒、固溶强化和弥散强化三种强化方式强化钢奥氏体相，促进钢形成微纳尺度孪晶马氏体。循环淬火6次后，晶粒尺寸最细，晶粒度达到了16级，对钢的奥氏体相强化效果最佳，此时形成的孪晶马氏体密度也最大，孪晶所占面积与样品总面积的比值为6.78％，孪晶片层厚度在11.71nm左右。循环淬火+400℃×40min回火后，经6次淬火的试验钢的综合力学性能最佳，最高屈服强度、抗拉强度和断面收缩率分别达1792.93MPa、2036.2MPa和44％。

所述钢循环淬火1～6次的力学性能数据如表1所示：

表1循环淬火1～6次的试验钢的力学性能