一种具有超塑性的超高碳钢基材，获得方法，及其应用 【技术领域】
本发明涉及一种具有良好的超塑性的超高碳钢基材，制备该基材的方法；由该基材获得的超高碳钢及其获得方法。背景技术
超高碳钢(含碳量1～2.1wt％)在历史上曾因室温塑性差，加工成形困难而被长期排除在实用工程材料之外。但自20世纪70年代以来，发现经组织充分细化之后，超高碳钢可具有高强度与一定韧塑性相结合的良好机械性能；尤其引起广泛重视的是，超高碳钢还可具有超塑性(即在一定条件下拉伸延伸率超过100％)，这大大拓宽了它的应用前景。
超高碳钢的超塑性，首先是由Sherby研制成功的。(Acta Metall.，1975，V9，No5，pp569-574.)所用钢材的碳含量为1.3，1.6，1.9wt％。
为获得超塑性采用了以下工艺过程：
-将铸锭于1150℃固溶处理1.5小时。目的是使碳化物充分溶解；
-在冷却过程中连续锟轧到600℃，每道次真应变量为0.15，经10-15道次。目的是打碎二次渗碳体；
-在550-650℃等温轧制，每道次真应变量0.1，轧10-15道次。目的是打碎珠光体，形成超塑性所要求的细小碳化物颗粒与等轴铁素体晶粒均匀弥散的组织。
此后，Sherby在改进合金成分与工艺过程方面获得一批专利，奠定了他在超高碳钢超塑性领域的领先地位。这方面最重要和最有代表性的专利有：
-美国专利：3951697，(1976)；
-美国专利：4448613，(1984)；
-美国专利：4533390，(1985)；
-美国专利：4769214，(1988)；
-美国专利：5445685，(19.95)。
在他的专利中，Sherby一再强调并作为要求保护的发明权利指出：超高碳钢要获得恒温超塑性(区别于相变超塑性)，必须经过超塑处理，即通过各种机械处理，热处理以及热机械处理使超高碳钢形成具有以下特征的显微组织：碳化物球化为1微米以下的细小颗粒，均匀分布于5微米以下等轴细晶状地铁素体基体上。Sherby在近期(1995年)的专利中强调：要实现超高碳钢的超塑性，有两个工艺过程是不可缺少的。第一，通过热轧等高温热加工获得消除了粗大碳化物的比较均匀的珠光体组织；第二，通过温轧或各种方法的热处理，将上述珠光体片层状组织转变为渗碳体与铁素体两相的细小球化组织。Sherby认为，球化组织必须占到70％以上，才可能有超塑性。
上述工艺过程的复杂性及其严重耗能耗时的弊端阻碍了超高碳钢超塑性的实际应用。
这些弊端的根本原因在于传统铸造工艺在高碳含量下的凝固过程很难避免粗大碳化物的形成，因此，其铸态组织就已包含着对超塑性极为不利的因素，以至不得不在固态条件下采用各种复杂而高耗能的工艺手段加以克服。只有采用凝固过程与传统工艺有根本区别的新工艺，从原始凝固组织上避免不利于超塑性的因素，才有希望找到获取超高碳钢超塑性的低成本而高效率的新途径。发明内容
本发明的目的是获得一种超高碳钢基材，该基材不需经过传统的超塑处理工艺即可具有良好的超塑性，也就是说，具有自超塑化特性，从而可以得到低成本的有广泛应用前景的超高碳钢。
本发明选择合适的合金成分，并采用凝固过程与传统工艺有根本区别的新工艺，例如采用喷射成形工艺，直接得到具有超塑性的超高碳钢基材。
本发明的所述的具有超塑性的超高碳钢基材，避免了现行的复杂的超高碳钢超塑处理工艺过程，大大拓宽了超高碳钢的实际应用前景。
本发明提供了一种具有自超塑性的超高碳钢基材，
该基材的合金成分为：
C ：1.0～1.8；以取1.2～1.5为最佳，
Si：0.5～3.5；以取2～3为最佳，
Cr：0.5～2.0；以取1～2为最佳，
Mn：0.2～0.7；
Fe：余量。
其中，对Fe的杂质含量限制，只要求达到工业碳钢的一般标准。该基材的显微组织为：
无晶界碳化物网络，等轴晶状的均匀珠光体，其珠光体团尺寸在10微米以下，珠光体片间距在1微米以下。
本发明还给出了一种低成本，高效率地获得具有超塑性的超高碳钢基材的新方法，该方法为：首先选取合适的母合金，然后采用一定的工艺得到如前述的具有无晶界碳化物网络，等轴晶状的均匀珠光体，其珠光体团尺寸在10微米以下，珠光体片间距在1微米以下金相组织特征的超高碳钢基材。
其选择合金成分的原则是：
a.在喷射成形过程中可抑制晶界二次碳化物网络形成；
b.有利于喷射成形形成以细密珠光体为特征的显微组织；
c.具有在一定温度和变形条件下促进珠光体球化的作用；
d.具有阻止碳化物颗粒粗化的作用；
e.将共析转变温度扩展为较宽的温度区间；
f.防止在超塑变形过程中发生石墨化；
g.保持低合金超高碳钢原材料价格低廉的特点。
符合上述原则的合金系列之一：
C ：1.0～1.8；
Si：0.5～3.5(抑制晶界碳化物网络，将A1扩展为温度区间)；
Cr：0.5～2.0(抑制Si的石墨化倾向，促进珠光体球化，延缓
组织粗化)；
Mn：0.2～0.7(防止原材料中S等有害微量元素的影响)；
余Fe。
采用的工艺可以是要经过多道工序的传统工艺，例如：铸造——多道次高温锻造——高温固溶——淬火或快冷到珠光体形成温度(后两道工序通常要反复几次)；也可以采用喷射成形工艺。采用喷射成形的冶金工艺能一次直接获得所述的超高碳钢基材。这对于降低成本，提高效率，实现产业化是至关重要的。
喷射成形的工艺过程是：将超高碳钢母合金放入感应炉加热，使之熔化，在高于熔点150～250℃的温度下保持一段时间，使熔体的温度和成分达到均匀。然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集底座上，完成凝固并形成块体。
喷射成形工艺具有快速凝固特点，可避免偏析，获得均匀细化的组织，所得到的材料无须任何热处理或机械处理，即可在一定温度下获得延伸率在150％以上的超塑性。
本发明所说的超高碳钢基材在一定的工艺条件下可进行超塑变形，从而获得具有自超塑性的超高碳钢，其工艺条件为：
温度范围：在共析转变开始温度以下约50℃到共析转变结束温度以
上约50℃的整个温度范围内具有超塑性；在共析转变区间
可获得最大延伸率。
变形速率范围：适合的变形速率有两个范围：1×10-4/S～8×10-4/S和
4×10-3/S～1×10-2/S。
本发明所述的超高碳钢基材进行超塑变形的原理，经过组织检验证明：其金属结构在一定温度和一定速率的变形过程中可自行发生显微组织向着有利于超塑性方向的转变，即由片层状转变为等轴颗粒状。其中所含合金成分起到了促进作用。这种组织转变提供进一步超塑变形的延伸率。如此相互促进，达到高的总延伸率。
上述超塑变形原理使得该材料的超塑性不仅可在低变形速率下(～10-4/S)获得，而且可在高变形速率(～10-2/S)下获得。这是由于适当的高变形率有利于组织的碎化和球化，相当于施加机械热处理。这是本发明最具实用性的特点之一。
上述超塑变形原理使得该材料超塑性可在一个相当大的温度范围内获得。在一定的合金元素作用下，共析温度A1被扩展为一个温度范围(该温度范围内为铁素体+渗碳体+奥氏体三相区)，这一温度区与其以上约50℃及以下约50℃所构成的整个温度范围内都有超塑性。温度范围可宽达150℃以上，这给实际应用带来很大便利。
应该指出的是：本发明中由于第三元合金元素的加入使Fe-C二元系中的单一共析转变温度扩展为一个温度范围，对珠光体状态的超高碳钢不经超塑处理直接显示超塑性具有十分重要的意义。这是因为，在此温度区间珠光体发生部分性转变，故在变形过程中更容易碎化，细化和球化；而所形成的铁素体+渗碳体+奥氏体三相组织，也具有较强的抵抗组织粗化的能力，从而可获得超塑性的最佳值。附图说明图1为本发明实施例1的超高碳钢基材的显微组织扫描电镜照片；图2为本发明实施例1的超高碳钢基材拉伸变形后变形区的显微组织；图3为本发明实施例1的超高碳钢基材拉伸变形后未变形区的显微组织。具体实施方式
为了获得一种具有超塑性的超高碳钢基材，首先选取合适的母合金，除C和Fe外，至少包括Si，Cr，Mn中的两种成分，其重量百分比为：
C ：1.0～1.8；
Si：0.5～3.5；
Cr：0.5～2.0；
Mn：0.2～0.7；
Fe：余量；然后采用喷射成形的冶金工艺获得超高碳钢基材。选择合金成分时考虑如下因素：
a)在喷射成形过程中抑制晶界二次碳化物网络形成；
选择非碳化物形成元素，如Si，Al等，在晶界的存在阻碍晶
界碳化物形成；
b)有利于喷射成形形成以细密珠光体为特征的显微组织；
c)选择可钉扎晶界，阻碍奥氏体晶粒长大的元素，如Al，Ti，Si等；
d)具有在一定温度和变形条件下促进珠光体球化的作用；
选择可增大碳化物与铁基体间表面能的元素，如Cr，Mn等；
e)阻碍超塑变形过程中碳化物颗粒的粗化；
选择可降低碳在铁基体中的扩散能力并有助于碳化物稳定的
强碳化物形成元素，如Cr，V，Mo等；
f)选择将共析转变温度扩展为较宽的温度区间元素；如Si，Al等；
g)防止在超塑变形过程中发生石墨化；
选择具有强阻碍石墨化作用的元素；如Cr，Mo、V等；
h)保持低合金超高碳钢原材料价格低廉的特点；所加合金不大于
2wt％.
实施例1：
超高碳钢基材母合金成分(化学分析结果)：1.22C-2.98Si-1.47Cr-0.66Mn-余Fe(wt％)。
制备过程为首先按所需成分预先按通常工艺制得超高碳钢母合金，然后利用喷射成形工艺获得超高碳钢基材：将超高碳钢母合金放入中频感应炉加热，使之熔化，在高于熔点150～250℃的温度下保持一段时间(约7分钟)，使熔体的温度和成分到达均匀。然后使熔体通过导液管均匀流出，用高压(约2Mpa)氮气(纯度高于99.8％)通过安置于导液管下方的雾化器喷嘴向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，这些碎化的小液滴飞行并沉积在收集底座(底座为铜质圆柱体)上，完成凝固并形成块体。喷射过程中气体与金属熔体的流率比约为0.3m3/Kg；喷嘴到收集底座的距离为340～400mm。
该喷射成形获得的超高碳钢基材的显微组织如图1所示，无碳化物网络，呈均匀细密的珠光体组织。
其共析转变温度A1为一区间，热分析得出温度范围为808-848℃。
对本实施例所获得的超高碳钢基材进行拉伸测试，其低变形速率和高变形速率下及不同温度下(A1区内，A1以上，A1以下)的超塑变形延伸率见表1：
表1 喷射成形超高碳钢基材的拉伸延伸率(％) 变形速率 低变形速率 2.5×10-4/S 高变形速率 5×10-3/S 1×10-2/S 温 度 A1 以上 910℃ 180 880℃ 250 850℃ 330 232 175 A1 区内 820℃ 370 300 175 A1 以下 790℃ 300 189 163 760℃ 250
参见图2和图3，分别为820℃拉伸后(速率为1×10-2/S)试样变形区与未变形区的显微组织(×1000，金相照片)，可以看到：变形区明显粒化，而未变形区基本上仍为珠光体组织，表明在拉伸过程中显微组织发生了有利于超塑性的转变。表2.不同组份的超高碳钢基材在A1温度区域与5×10-3/s应变速率条件下的拉伸延伸率合金编号 超高碳钢基材的合金成分(重量百分比) 延伸率 (％) C Si Cr Mn Fe 1 1.05 0.5 1.48 0.29 余 ＞100 2 1.33 0.5 0.5 0.57 余 ＞100 3 1.25 0.52 1.60 0.35 余 ＞150 4 1.28 1.14 0.5 0.56 余 ＞150 5 1.50 2.00 2.00 0.54 余 ＞150 6 1.15 2.50 1.50 0.5 余 ＞250 7 1.22 2.98 1.47 0.66 余 ＞330