一种利用脱碳在全奥氏体高锰钢中实现轧制退火与表面硬化同步进行的方法

技术领域

本发明属于材料技术领域，具体涉及一种利用脱碳在全奥氏体高锰钢中实现轧制退火与表面硬化同步进行的方法。

背景技术

奥氏体钢具有抗氧化性、耐蚀性、良好的低温韧性及生物相容性等优良的综合性能，但其硬度低、耐磨性差。大量奥氏体不锈钢工件，由于严重的摩擦磨损而导致过早的报废。表面硬化则可以在不影响零件内部的同时提高零件的耐磨性，延长不锈钢工件的使用寿命。

目前，渗氮/渗碳处理、激光表面处理、表面喷丸处理等被广泛应用于提升钢材的表面硬度。例如，中国专利CN100443597C公开了一种沉淀硬化不锈钢表面激光硬化工艺，利用激光对不锈钢表面进行扫描辐照，使处理表面熔化，同时用低温保护气体覆盖激光作用区，提高冷却速度，然后热处理获得一定厚度的硬度明显高于基体的硬化层。中国专利CN113874538A公开了一种用于航空领域的表面硬化钢部件的制造方法，在包含氨的气氛中对部件进行氮化，使部件表面形成一定厚度的氮化层，得到了表面硬化的钢材。中国专利CN108468014B公开了一种工具钢表面渗碳改性的处理方法，将工具钢用特殊渗碳剂埋覆于渗碳箱中，将气氛炉升温后热装钢材，将其行透烧后保温，对钢材进行渗碳处理，渗碳完成后，表面硬度比未处理的工具钢约高15-20％。

此外，轧制退火是钢材生产过程中不可或缺的流程，对钢材的显微组织和力学性能都有着重要影响。然而，上述现有的表面硬化处理方法均是在轧制退火前后，以额外的流程异步实现表面硬化，延长了生产周期，无法在轧制退火过程中，同步形成表面硬化层。

因此，有必要探寻一种新的方法，能够在提升钢材表面硬度的同时，不影响生产周期。

发明内容

本发明的目的在于解决目前在对钢材进行表面硬化处理时，存在延长钢材生产周期的不足之处，而提供一种利用脱碳在全奥氏体高锰钢中实现轧制退火与表面硬化同步进行的方法，具体涉及一种表面硬化的全奥氏体高锰钢的成分设计及制备方法，可有效利用钢材表面在炉内高温加热时发生脱碳这一现象，在不进行额外的异步处理的前提下，达到轧制退火过程中同步实现表面硬化的目的。

为实现上述目的，本发明所提供的技术解决方案是：

一种提升全奥氏体高锰钢表面硬度的方法，其特殊之处在于：

均匀化过程中，使钢锭发生脱碳，在钢锭表面引入脱碳层，通过热轧在钢材表面和心部造成不同变形量，在再结晶过程中形成钢材表面细晶、心部粗晶的组织，最后经过退火处理，钢材表面诱发大量碳化钒颗粒析出，从而提升全奥氏体高锰钢表面硬度。

与此同时，本发明还提供了一种全奥氏体高锰钢的制备方法，其特殊之处在于，包括以下步骤：

1)按照组分含量(全奥氏体高锰钢设定的成分)称量原料进行熔炼，并浇铸成钢锭；

2)将步骤1)得到的钢锭在1150-1250℃下均匀化处理22-25h，发生脱碳，形成脱碳层，钢材表面发生明显脱碳。

3)在1200-900℃下将步骤2)均匀化处理后的钢锭多道次热轧至20-40mm厚的热轧板，使钢材表面和心部发生不同程度的形变，随后水冷至室温；

其中，终轧温度大于700℃；

4)将步骤3)得到的热轧板在1100-1300℃下固溶处理20-40min，发生再结晶；消除热轧过程中可能形成的VC，较短时间的保温保证晶粒不会过分长大；

5)在650-850℃下退火处理3-30min，钢材表面和心部不同程度析出VC颗粒，实现表面硬化，得到全奥氏体高锰钢。

进一步地，步骤1)中，所述原料的组分含量如下：

C(碳)：0.05-0.10％、Mn(锰)：25.0-35.0％、Ni(镍)：0.5-2.5％、V(钒)：0.2-0.6％、Al(铝)：0-3％、Si(硅)：0-3％、余量为Fe及不可避免的杂质；不可避免的杂质比如P(磷)：＜0.010％；S(硫)＜0.010％；

上述元素组成中，Mn元素含量调控其层错能在45mJ/m

进一步地，步骤1)中，所述原料的组分含量如下：

C：0.079％、Mn：30.24％、Ni：1.47％、V：0.39％、P：＜0.005％、S：0.005％、余量为Fe及其他不可避免的杂质。

进一步地，步骤2)中，在1200℃下均匀化处理24h，所述脱碳层的厚度为0.8mm。

进一步地，步骤3)中，在1200℃下热轧，五道次轧至30mm，终轧温度约750℃。

进一步地，步骤4)中，在1200℃下固溶处理30min。

进一步地，步骤5)中，在750℃下退火处理20min。

进一步地，步骤5)退火后钢材表面析出均匀分布的小于500nm(此为析出相的尺寸)的VC颗粒。

一种全奥氏体高锰钢，其特殊之处在于，采用上述的方法制备得到，其层错能在45mJ/m

本发明的原理：

本发明首先通过钢在炉内高温加热并与空气直接接触，引入一定厚度的脱碳层。本发明中，为指代方便，将脱碳区域表示为钢材表面，除脱碳层以外的沿厚度方向区域均表示为钢材心部。随后，由于C元素可以钉扎位错并提高加工硬化能力，利用由脱碳引入的钢材表面和心部加工硬化能力的差异，通过热轧在钢材表面和心部造成不同变形量。最后，利用不同变形量的钢材表面和心部再结晶的驱动力不同，在再结晶过程中形成钢材表面细晶、心部粗晶的组织，进一步退火处理时，钢材表面晶粒细小，晶界体积分数更高，诱发大量碳化钒(VC)析出。通过以上步骤，达到轧制退火过程中同步实现全奥氏体高锰钢表面硬化的目的。

本发明的优点是：

1.本发明高锰钢成分成本较低，制备方法工艺简单，有效利用钢在炉内高温加热时发生脱碳的现象，将这一普遍被认为不利的现象成功用于诱发表面硬化。通常，钢在炉内高温加热时，表层中的碳和炉气中的氧化性气体(如O

2.本发明得到的全奥氏体高锰钢借助VC析出强化，在钢材表面析出了大量VC颗粒，实现了表面硬度的提升，并且可根据表面硬度需求，调节退火时间，得到不同表面硬度的钢材。

附图说明

图1为本发明实施例1中高锰钢退火后距表面不同深度硬度分布；

图2为本发明实施例1中高锰钢不同工艺阶段的显微组织图，其中，(a)热轧态表面，(b)热轧态心部，(c)固溶处理结束表面，(d)固溶处理结束心部，(e)退火处理结束表面，(f)退火处理结束心部；

图3为本发明实施例1中高锰钢退火后表面析出相能谱点扫描图；

图4为本发明实施例2中高锰钢退火处理距表面不同深度硬度分布；

图5为本发明实施例3中高锰钢退火处理距表面不同深度硬度分布；

具体实施方式

以下结合附图和具体实施例对本发明的内容作进一步的详细描述：

实施例1

本实施例的全奥氏体高锰钢，其成分按质量百分比为：C：0.079％；Mn：30.24％；V：0.39％；Ni：1.47％；P：＜0.005％；S：0.005％；余量为Fe及不可避免的杂质。

本实施例中表面硬化的全奥氏体高锰钢的制备，具体按照以下步骤进行：

1)按配比取各元素组分混合后在50kg真空感应炉冶炼得到方锭；

2)铸锭经1200℃保温24h后，由于高温下钢材表面与炉内空气接触，在保温过程中发生脱碳，经测定脱碳层厚度为0.8mm；

3)在1200℃下热轧，五道次轧至30mm，终轧温度约750℃，轧后水冷至室温；

4)将热轧板在1200℃下固溶处理30min，消除热轧过程中形成的VC，同时发生再结晶；

5)在750℃下退火处理20min，钢材表面和心部不同程度析出VC颗粒，实现表面硬化。

图1所示为750℃退火20min后距表面不同距离的硬度分布，热轧后钢材表面硬度显著高于心部硬度，距表面0.5mm处硬度达255HV，而距表面3.5mm处硬度值仅为137HV。因此，该实施例实现了轧制退火过程中同步实现表面硬化的目的。

图2所示为30Mn钢不同阶段的显微组织图。热轧处理后，钢材表面组织保留了轧制特征，晶粒沿轧向被剧烈拉长，晶界难以辨认，而钢材心部晶粒被拉长程度明显更低，晶界清晰可见。固溶处理后，钢材表面和心部均发生了明显的回复与再结晶，形变严重的晶粒完全消失，钢材表面形成了约35um左右的细小等轴晶，而心部形成了约155um左右的较粗大等轴晶。在750℃下退火20min后，表面出现了大量析出颗粒，而心部则仅有少许析出。

如图3，选取四个点进行能谱点扫描，其中，点1和点2处有明显的析出相颗粒，而点3和点4处没有明显的析出相。在点1处的V元素原子百分比为10.01％，点2处V元素原子百分比为7.28％，点3处的V元素原子百分比为1.16％，点4处的V元素原子百分比为0.92％，故点1和点2处的V元素含量显著高于点3和点4处。可见，析出相颗粒处有明显的V元素的富集现象。

如表1所示，利用碳硫分析测试了C元素含量，利用EPMA(电子探针显微分析仪)测量了V和Ni元素含量。热轧处理后，钢材表面C元素含量(0.0336wt.％)远低于样品中C元素的名义含量(0.079wt.％)，而钢材心部C元素含量(0.0795％)近似等于名义含量。固溶处理后，钢材表面C元素含量进一步降低为0.0228wt.％，心部样品C含量几乎不变。退火处理后，钢材表面及心部C元素含量均变化不大，表面V元素含量高达1.132wt.％，是名义成分的2.83倍，而心部样品V元素含量约等于其名义成分，Ni元素则在各个阶段几乎保持不变。因此，热轧处理后，钢材表面已经发生了明显的脱碳行为，退火后V元素在表面发生富集，认为是析出VC颗粒所致。

表1本发明实施例1中不同阶段的C、V、Ni含量质量百分比

实施例2

本实施例的全奥氏体高锰钢，其成分按质量百分比为：C：0.079％；Mn：30.24％；V：0.39％；Ni：1.47％；P：＜0.005％；S：0.005％；余量为Fe及不可避免的杂质。

本实施例中表面硬化的全奥氏体高锰钢的制备，具体按照以下步骤进行：

1)按配比取各元素组分混合后在50kg真空感应炉冶炼得到方锭；

2)铸锭经1200℃保温24h后，由于高温下钢材表面与炉内空气接触，在保温过程中发生脱碳，经测定脱碳层厚度为0.8mm；

3)在1200℃下热轧，五道次轧至25mm，终轧温度约800℃，轧后水冷至室温；

4)将热轧板在1200℃下固溶处理20min，消除热轧过程中形成的VC，同时发生再结晶；

5)在750℃下退火处理3min，钢材表面和心部不同程度析出VC颗粒，实现表面硬化。

图4所示为退火处理后距表面不同距离的硬度分布，热轧后钢材表面硬度显著高于心部硬度。因此，该实施例实现了轧制退火过程中同步实现表面硬化的目的。但相比于实施例1，表面硬化程度相对更低，说明较短的退火时间下，强化相VC颗粒析出较少，表面硬度提升程度低。因此，可根据表面硬度需求，调整退火时间。

实施例3

本实施例的全奥氏体高锰钢，其成分按质量百分比为：C：0.09％；Mn：30.16％；V：0.37％；Al：2.92％；Si：2.77％；Ni：1.42％；P：＜0.005％；S：0.0031％；余量为Fe及不可避免的杂质。

本实施例中表面硬化的全奥氏体高锰钢的制备，具体按照以下步骤进行：

1)按配比取各元素组分混合后在50kg真空感应炉冶炼得到方锭；

2)铸锭经1200℃保温22h后，由于高温下钢材表面与炉内空气接触，在保温过程中发生脱碳，经测定脱碳层厚度为0.6mm；

3)在1200℃下热轧，五道次轧至35mm，终轧温度约750℃，轧后水冷至室温；

4)将热轧板在1150℃下固溶处理30min，消除热轧过程中形成的VC，同时发生再结晶；

5)在750℃下退火处理30min，钢材表面和心部不同程度析出VC颗粒，实现表面硬化。

图5所示为退火处理后距表面不同距离的硬度分布，热轧后钢材表面硬度显著高于心部硬度。因此，该实施例实现了轧制退火过程中同步实现表面硬化的目的。

除此之外，本申请研究团队对实施例外的其他组分全奥氏体高锰钢在前述工艺参数范围内也进行了同样的试验，结果表明，引入脱碳这一现象，调节退火时间能改变全奥氏体高锰钢表面硬度，实现轧制退火过程中同步实现表面硬化的目的。

以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明公开的技术范围内，可轻易想到各种等效的修改或替换，这些修改或替换都应涵盖在本发明的保护范围之内。