样品(板条形态和碳化物)样品的微结构。为了从理论观点验证机理和所观察的微结构，进行了扩散控制的生长建模。在图7A中是在快速加工之前和之后来自光学和背散射电子成像的微结构图像。矩形标记了扫描电子显微镜图像的位置。在图7B中，透视电子显微镜揭示了从先前的奥氏体晶粒边界生长的贝氏体槽轮，其证实了上文假说。
[0056]再奥氏体化动力学建模
[0057]使用购自Thermo-Calc Software, Inc.(McMurray, PA)的 DICTRA 软件来模拟在快速加热条件期间的再奥氏体化动力学。所述软件使用临界评价的热动力学和动力学数据预测了相转变期间的界面速度。
[0058]使用两种条件来评价再奥氏体化条件。在第一条件中，考虑到渗碳体(Fe3C)在Fe-C系统中的溶解。
[0059]在第二条件中，在Fe-C-Cr系统中考虑了富Cr渗碳体(M3C)的溶解。对于典型的4130钢，基于本体Cr和C浓度(0.3重量％ C和0.88重量％ Cr)在1292 0F (球化温度)下计算了铁素体和渗碳体的初始组成。模拟的边界条件示意性示于图8中。在1、10和lOOKs—1的速率下从1292 °F加热至1832 °F进行模拟。使得在(a /M 3C)界面处形成奥氏体并生长至渗碳体和铁素体中。
[0060]FeX的溶解动力学:
[0061]在I和1KiT1的加热速率下，前两次模拟显示，渗碳体完全溶解至a-铁素体中，甚至在晶核形成和奥氏体生长至铁素体中之前(图9A和图9B)。当以10KiT1的速率加热时，渗碳体不具有足够的时间来完全溶解至铁素体中(图9C)。因此，奥氏体形成于渗碳体-奥氏体界面处并生长至渗碳体与铁素体二者中。有趣的是，即使在这种条件下，在铁素体被奥氏体消耗之前，渗碳体完全充分溶解。这些情况允许更多时间使奥氏体的碳完全均质化。
[0062]MX的溶解动力学:
[0063]在Fe-Cr-C系统中进行类似的DICTRA模拟。在这些计算中，对于所有加热速率(包括IKiT1)都可见缓慢的溶解。本领域技术人员也已经报道了在富集Cr下的类似缓慢溶解。来自IKiT1的结果的细节呈现于图9D中。图9D示出了渗碳体的最小溶解和奥氏体在铁素体渗碳体界面处的晶核形成。然而，即使在达到1000°C后，渗碳体的溶解也是不完全的。在室温下和在1000°C下的浓度梯度[C和Cr]比较于图10中。随着温度缓慢增加，奥氏体缓慢地消耗铁素体。在这些条件下，在界面处以及在新近形成的奥氏体内产生了大的Cr浓度峰。当分析碳浓度分布图时，显然碳扩散实际上受到Cr扩散和界面的控制。这将在低碳奥氏体下产生潜在的富Cr奥氏体的情形。
[0064]在快速加工期间的中间步骤中，根据本发明，碳迀移和碳化物溶解得到许多不同的钢的共存组成。这些共存组成可由于在所处理材料的整个本体上在原子水平上出现的局部加热梯度而存在。可通过使用具有约0.01至约0.05重量％的碳和约0.2至约0.5重量％的铬的合金而在某种程度上预测这些组成。例如，如果使用例如含有0.40重量％的碳和0.90重量％的铬的4140钢，则可控制且可能的是，在局部化奥氏体晶粒尺度上，在高多重性的异质化学中可达到0.02重量％的碳和0.3重量％的铬。此外，例如可预期，利用具有0.02重量％碳和0.3重量％铬的1002钢，在延长的奥氏体化和均质化后，接着以在200°C /秒与3000°C /秒之间的速率快速淬火，将得到几乎100%贝氏体微结构。
[0065]在含碳化物的铁基合金前体材料中使用0.01至0.05重量％碳和0.2至0.5重量％铬和在200°C /秒与3000°C /秒之间的淬火速率的这种组合产生至少包括贝氏体的异质微结构。优选用水进行淬火。
[0066]使用质量平衡标准，本体奥氏体的组成在用1000°C /秒的冷却速率淬火后将含有0.01-0.03重量％ C和0.33重量％ Cr。使用由英国剑桥大学的Dr.Harry Bhadeshia开发的模型来计算这种奥氏体的所得CCT图表(图11)。当计算结果与来自快速加工的冷却速率(1000°C S-1)重叠时，显示贝氏体的形成是可能的。同时，具有接近于碳化物界面的Cr和C富集区域的本体区域应能够转变为马氏体，因为这个区域的Ttl温度(相同组成的铁素体的自由能量下的温度相当于奥氏体)是730°C。这些结果支持在存在有碳化物的球化钢或其它钢的快速加工期间获得贝氏体、马氏体和碳化物的混合微结构的可行性。重要的是注意到，应考虑到不同的初始微结构条件(即珠光体、准平衡渗碳体和其它合金元素)的进一步评价并且存在实施快速贝氏体加工方法的不同结果的可能性。
[0067]工业话用件
[0068]本发明可用于金属处理行业并且特别可用于以大批量加工来加工和制造高强度钢的钢处理应用中。
[0069]已出于说明和描述的目的呈现了本发明的优选方面的前述描述。其不打算是详尽的或将本发明局限于所公开的确切形式。鉴于关于特定方面的上述教导，明显的修改或改变是可能的。选择并描述所述方面以最佳说明本发明的原理和其实际应用，从而使得本领域技术人员能够在各种方面且在如适于所涵盖的特定用途的各种修改下最好地利用本发明。预期本发明的范围是由权利要求书来限定。
【主权项】
1.一种用于将含碳化物的铁基合金转变为高强度钢的金属处理方法，该方法包括: 从低于奥氏体转变温度至高于该奥氏体转变温度的所选温度，以300 °F /秒至5000 0F /秒的速率将所述合金快速加热到至少约1000°C， 以约200 0F /秒至5，000 0F /秒的速率基本上立即淬灭所述合金， 由此发生多种转变为多种奥氏体子相，并且通过微处理所述铁基合金至少产生可含有马氏体、贝氏体和未溶解的碳化物并且还可含有包括贝氏体、聚结贝氏体、针状铁素体、残留奥氏体和/或马氏体以及其组合的部分的多元钢微结构的混合微结构。
2.一种含碳化物的铁基合金的微结构，其包含: 具有含有马氏体、贝氏体、未溶解的碳化物、聚结贝氏体、针状铁素体、残留奥氏体或其组合中的至少一种的至少一种奥氏体子相的含碳化物的铁基合金的混合异质微结构。
【专利摘要】本文提供了用于微处理铁基合金以将其转变和/或成形的工艺和装置，以及通过微处理所述铁基合金来处理低碳钢、中碳钢和高碳钢和其它铁基合金以至少形成可含有马氏体、贝氏体和未溶解的碳化物并且还可含有包括贝氏体、聚结贝氏体、针状铁素体、残留奥氏体和/或马氏体以及其组合的部分的多元钢微结构的混合微结构而获得的所得材料。
【IPC分类】C21D1-22, C21D1-20
【公开号】CN104641006
【申请号】CN201380033764
【发明人】加里·M·科拉
【申请人】加里·M·科拉
【公开日】2015年5月20日
【申请日】2013年5月28日
【公告号】CA2877175A1, EP2855714A1, US20150144234, WO2013188100A1