CN101033522A

CN101033522A - 一种铁素体贝氏体双相钢

Info

Publication number: CN101033522A
Application number: CN 200710065559
Authority: CN
Inventors: 郑为为; 孙祖庆; 杨王玥; 石俊亮; 姜丰; 续伟霞
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2007-04-16
Filing date: 2007-04-16
Publication date: 2007-09-12
Anticipated expiration: 2027-04-16
Also published as: CN100500915C

Abstract

本发明属于金属材料领域，特别涉及一种基于过冷奥氏体变形制备的细晶铁素体贝氏体双相钢。双相钢的成分质量分数为碳0.06％～0.15％、锰0.8％～1.5％、硅0.6％～1％、铝0.5％～1％、硫＜0.02％、磷＜0.02％，其余为铁。钢的加工工艺为：将钢加热到高于A_c3以上50～300℃的T1温度，并保温t1＝5～120分钟进行奥氏体化。在奥氏体化温度T1以应变速率为0.1s^－1至10s^－1实施真应变ε₁＝0.3～0.69后，以冷速C1＝5～100℃/s过冷至A₃到Ar₃温度范围内的温度T2，在应变速率为1s^－1至50s^－1之间进行一道次变形；当真应变ε₂到0.5～1.27后，形变后以冷速C2为10℃/s～80℃/s冷却至室温，即可获得晶粒尺寸小于5.5微米的铁素体以及贝氏体双相组织。根据本发明的变形工艺，通过控制热轧过程的形变量可以准确控制铁素体转变量。

Description

一种铁素体贝氏体双相钢

技术领域：

本发明属于金属材料领域，特别涉及一种基于过冷奥氏体变形制备的细晶铁素体贝氏体双相钢。

双相钢由于具有低屈服和连续屈服，初始加工硬化率高，屈强比可达0.5，甚至更低，加工硬化指数n通常大于0.18等特性，在汽车工业中得到广泛应用。它的显微组织特征是在铁素体基体上弥散分布着一定体积分数的硬质的岛状马氏体或马奥质点。对于热轧法生产的双相钢是通过合适的合金成分，配合控制轧制和控制冷却，使奥氏体在连续冷却过程中先析出一定数量的铁素体，然后在铁素体转变结束和贝氏体转变开始前的无相变区进行卷取，最后快冷至室温使剩余的奥氏体转变为马氏体以获得的双相组织。

随着汽车工业的发展，对高强度和超高强度双相钢需求越来越大。近年来，各国的研究人员在提高热轧双相钢强度、改善塑性等方面进行了大量研究，主要包括采用分段式冷却【采用控轧控冷工艺生产车轮用双相钢，轧钢，2005，66-67】、利用过冷奥氏体的形变诱导铁素体相变【Influence of deformation induced ferritetransformation on grain refinement of dual phase steel，Mater.Sci.Eng.A，2002，323，148-159】以及Nb、Ti、V等微合金化【低Si-Mn含Nb、Ti热轧双相钢的工艺与性能研究，热加工工艺，2006，35(16)，13-15】的方法细化铁素体及马氏体相并使马氏体相均匀分布，从而提高双相钢的强度。

由于贝氏体的转变温度介于珠光体与马氏体之间，它同时具有高温转变产物的塑韧性和低温转变产物的强度，具有良好的强韧性配合，因此，许多研究机构将贝氏体引入铁素体/马氏体双相钢中进行复相强化。埃克森研究工程公司利用这一方法获得了具有优良低温韧性和焊接性的超高强度双相钢，申请了多项专利：中国-ZL95196661.8、ZL98812426.2，美国-5531842。这种钢虽然具有良好的焊接性和低温韧性，但屈服强度较高(变形1-3％以后可达830MPa)，因此并不满足汽车用双相钢的要求。KOBE钢公司开发了一种基础成分为0.06～0.25％C、0.5 to 3％Si+Al、0.5～3％Mn、＜0.15％P、＜0.02％S，同时不同程度添加Mo、Ni、Cu、Cr、Ti、Nb、V等合金元素，具有优异伸张突缘成形性的钢。但是这种钢采用在不低于Ar₃-50℃的温度热轧后退火或回火再卷取的方法，获得的是以回火马氏体、回火铁素体/马氏体、回火贝氏体或回火贝氏体/铁素体为基体的复相组织(美国专利-7090731)，工艺路线复杂，组织控制有相当的难度。NIPPON钢公司也生产出铁素体/贝氏体/马氏体和回火贝氏体/马氏体的复相钢(日本专利-JP090865831、JP091064511、JP091064561)。Simitomo金属也开发出了铁素体/马氏体/贝氏体复相钢及含Mo、Nb、Ti的铁素体/细小针状贝氏体双相钢(日本专利-JP041992881、JP042279371)。但所有这些钢都不同程度的添加Nb等微合金元素。“Effect of alloying elements on microstructure andmechanical properties of hot rolled multiphase steels”(Ironmaking and Steelmaking，2005，32(4)，303-308)一文指出微量Nb添加后，钢的屈服强度和抗拉强度同时提高，导致较高的屈强比。而且由于Nb促进珠光体相变，推迟贝氏体相变，使得热轧双相钢的卷取窗口消失了，最终得到的是铁素体马氏体贝氏体的复相组织，这种复相组织的钢在室温拉伸变形时表现出不连续屈服现象。“塔塔钢热轧双相钢的开发”(鞍钢技术，2004，5，63-66)一文中采用控轧控冷的工艺得到了铁素体/下贝氏体的双相组织，贝氏体呈薄层状分布于铁素体条带之间。虽然延伸率达到28％，但屈强比高(0.81)，且不具有连续屈服效应。

硅是铁素体/马氏体双相钢中常用的固溶强化元素，能够强化铁素体基体，在提高钢的强度方面有重要作用。同时，硅是非碳化物形成元素，具有阻碍渗碳体形成，抑制珠光体相变的作用。但是过高的硅含量使钢的表面质量变差，影响其涂覆性能。铝具有与硅相似的作用，而且Al含量增加不影响钢材表面质量，所以铝已经开始部分替代硅用于双相钢中。“Structure-properties relationship inTRIP steels containing carbide-free bainite”(Current opinion in solid state andmaterials science，2004，8，285-303)一文指出铝和硅复合添加更易形成由贝氏体铁素体和膜状富碳残余奥氏体构成的无碳化物贝氏体。无碳化物贝氏体具有连续屈服和高加工硬化率的特性，可明显改善钢的强韧性【无碳化物贝氏体/马氏体复相钢的强韧性，机械工程学报，2003，39(8)，27-31】。

因此，对于不含Nb等微合金元素的低碳(锰)钢中通过复合添加Al和Si元素，并采用适当的热加工和冷却工艺获得以等轴细小的铁素体为基体，无碳贝氏体为第二相的双相钢，同时使这种钢具备低屈服强度、低屈强比、高初始加工硬化率以及连续屈服的特性，为汽车用高强度双相钢的发展提供一个新的思路。

发明内容

本发明的目的是通过采用热轧的方法，特别是基于过冷奥氏体形变的单道次或多道次热轧的方法制备一种新型的铁素体/贝氏体双相钢。这种双相钢的显微组织是以等轴细晶铁素体为基体，第二相贝氏体均匀分布于铁素体晶粒间，贝氏体的量不大于50％(体积百分数)，残余奥氏体和马氏体量＜5～10％(体积百分数)甚至更低。它在性能上具备传统铁素体/马氏体双相钢的基本特性，即低屈服强度、低屈强比、高初始加工硬化率以及连续屈服。

一种铁素体贝氏体双相钢，钢的成分为碳0.06％～0.15％(质量分数)、锰0.8％～1.5％(质量分数)、硅0.6％～1％(质量分数)、铝0.5％～1％(质量分数)、硫＜0.02％、磷＜0.02％，其余为铁及不可避免的杂质。将钢加热到高于A_c3以上50～300℃的T1温度，并保温t1＝5～120分钟进行奥氏体化。奥氏体化温度T1及保温时间t1依钢的成分不同而改变，以奥氏体晶粒尺寸均匀且没有显著长大为宜。用Gleeble1500热模拟机测定试验用钢的A₃点(分别测定以2℃/s的加热速度升温的相变点Ac₃和以2℃/s的冷却速度降温的相变点Ar₃，按A₃＝(Ar₃+Ac₃)/2计算得到平衡相变点A₃)。对单道次变形，首先在奥氏体化温度T1以应变速率ε1为0.1s^-1至10s_-1实施真应变ε₁＝0.3～0.69后，以冷速C1＝5～100℃/s过冷至A₃到Ar₃温度范围内的某一温度T2，在应变速率ε₂为1s^-1至50s^-1之间进行一道次变形。当真应变ε₂到0.5～1.27后，形变后以冷速C2为10℃/s～80℃/s冷却至室温，即可获得晶粒尺寸小于5.5微米的铁素体以及贝氏体双相组织。铁素体量因钢的成分、变形温度T2、冷却速度C2、应变速率ε₁、ε₂及真应变量ε₁、ε2的改变而不同。冷速C2由钢的连续冷却转变曲线(CCT)确定，选择标准是在该冷速下奥氏体不发生珠光体和马氏体转变。对三至六道次的多道次变形，经过一至三道次在奥氏体区的热变形后，采用C1冷速冷却，使以后的两至三道次变形在A₃～Ar₃之间进行，终轧温度控制在Ar₃以上，道次间隔时间t2～t6为0.1s～5s，A₃～Ar₃之间道次的总累积变形量ε₃达到0.5以上，形变后以冷速C3＝2℃/s～80℃/s冷却至室温，即可获得晶粒尺寸小于5.5微米的铁素体以及贝氏体双相组织，铁素体量因钢的成分、道次变形温度T3～T8、道次间隔时间t2～t6、A₃～Ar₃之间道次的累积变形量ε₃、冷却速度C3的改变而不同。

与现有的生产铁素体/马氏体/贝氏体复相钢的技术相比，本发明以Al和Si元素添加入低碳(锰)钢中，使CCT曲线上贝氏体转变区位于珠光体转变区左侧，以便在C2和C3冷速下连续冷却时，未转变的奥氏体转变为无碳化物贝氏体。无碳化物贝氏体作为第二相保证了双相组织具有高加工硬化率和连续屈服的特性。工艺路线强调以冷速C1将奥氏体过冷至在到A₃到Ar₃温度范围内时，奥氏体处于过冷状态。在过冷和变形的双重作用下，奥氏体向铁素体转变，铁素体的转变量是通过A₃～Ar₃之间的累积真应变量ε₂和ε₃控制的。根据本发明的变形工艺，通过控制热轧过程的形变量可以准确控制铁素体转变量，从而更容易在生产中实现。

附图说明

图1是供性能测试用的热变形压缩试样示意图

图2是供性能测试用的板状拉伸试样示意图

图3是实施例1和实施例2的热变形工艺示意图。

图4是实施例1制备的细晶铁素体贝氏体双相钢的显微组织(3％硝酸酒精浸蚀)。

图5是实施例1制备的细晶铁素体贝氏体双相钢室温拉伸变形的工程应力应变曲线

图6是实施例2制备的细晶铁素体贝氏体双相钢的显微组织(3％硝酸酒精浸蚀)。

图7是实施例2制备的细晶铁素体贝氏体双相钢室温拉伸变形的工程应力应变曲线

图8是实施例3的热变形工艺示意图。

图9是实施例3制备的细晶铁素体贝氏体双相钢的显微组织(3％硝酸酒精浸蚀)。

图10是实施例3制备的细晶铁素体贝氏体双相钢室温拉伸变形的工程应力应变曲线具体实施方式

实施例1：试料化学成分为碳：0.12％(质量分数)、锰：0.95％(质量分数)、硅：0.85％(质量分数)、铝：0.72％(质量分数)、硫：0.0062％(质量分数)、磷：0.011％、其余为铁。试验用钢在1100℃保温5分钟进行奥氏体化。用Gleeble1500热模拟机测定试验用钢的A₃点为973℃，Ac₃为988℃(以20℃/s升温)，Ar₃为749℃(以30℃/s降温)。将试验用钢机加工呈图1所示的热压缩试样，在Gleeble1500热模拟试验机上进行压缩试验。试验工艺如图3所示，试样经1100℃，5min奥氏体化后，以5s^-1的应变速率施加应变量为0.3的变形，变形后立即以30℃/s冷速冷却至850℃，再以10s^-1的应变速率施加应变量为0.92的变形后以50℃/s冷却至室温，得到的显微组织如图4所示，铁素体平均晶粒尺寸约为5.5微米，贝氏体转变量约为12％(体积比)。将压缩后的试样加工成拉伸试样，如图2所示。室温拉伸试验在Instron4507上进行，拉伸速率为2mm/min，工程应力应变曲线如图5所示。试验钢的屈服强度为394MPa、抗拉强度为696MPa、延伸率为27％、屈强比为0.57。

实施例2：试料化学成分为碳：0.14％(质量分数)、锰：1.43％(质量分数)、硅：0.69％(质量分数)、铝：0.79％(质量分数)、硫：0.0060％(质量分数)、磷：0.010％、其余为铁。试验用钢在1100℃保温5分钟进行奥氏体化。用Gleeble1500热模拟机测定试验用钢的A₃点为893℃，Ac₃为970℃(以20℃/s升温)，Ar₃为640℃(以30℃/s降温)。将试验用钢机加工呈图1所示的热压缩试样，在Gleeble1500热模拟试验机上进行压缩试验。试验工艺如图3所示，试样经1100℃，5min奥氏体化后，以5s^-1的应变速率施加应变量为0.3的变形，变形后立即以30℃/s冷速冷却至800℃，再以10s^-1的应变速率施加应变量为0.7的变形后以30℃/s冷速冷却至室温，得到的显微组织如图6所示，铁素体平均晶粒尺寸约为4.5微米，贝氏体转变量约为22％。将压缩后的试样加工成拉伸试样，如图2所示。室温拉伸试验在Instron4507上进行，拉伸速率为2mm/min，工程应力应变曲线如图7所示。试验钢的屈服强度为400MPa、抗拉强度为900MPa、延伸率为22％、屈强比为0.44。

实施例3：试料化学成分为0.14C-1.43Mn-0.69Si-0.79Al-0.0060S-0.010P，其余为Fe。试验用钢在1100℃保温5分钟进行奥氏体化。用Gleeble1500热模拟机测定试验用钢的A₃点为893℃，Ac₃为970℃(以20℃/s升温)，Ar₃为640℃(以30℃/s降温)。将试验用钢机加工呈图1所示的热压缩试样，在Gleeble1500热模拟试验机上进行压缩试验。试验工艺如图8所示，第一道次1100℃、形变量0.36、形变速率5s^-1；第二道次1030℃、形变量0.22、形变速率10s^-1；第三道次970℃、形变量0.22、形变速率15s^-1；第四道次920℃、形变量0.22、形变速率15s^-1；第五道次870℃、形变量0.22、形变速率15s^-1；第六道次850℃、形变量0.36、形变速率15s^-1。前四道次的道次间隔时间为3s，后两道次间隔时间为1s。六道次变形后以30℃/s冷却至室温，得到的显微组织如图9所示，铁素体晶粒尺寸约为4.5微米，贝氏体转变量约为20％(体积比)。将压缩后的试样加工成拉伸试样，如图2所示。室温拉伸试验在Instron4507上进行，拉伸速率为2mm/min，工程应力应变曲线如图10所示。试验钢的屈服强度为406MPa、抗拉强度为900MPa、延伸率为21％、屈强比为0.45。

Claims

1、一种铁素体贝氏体双相钢，其特征在于双相钢的成分质量分数为碳0.06％～0.15％、锰0.8％～1.5％、硅0.6％～1％、铝0.5％～1％、硫＜0.02％、磷＜0.02％，其余为铁。

2、根据权利要求1所述的铁素体贝氏体双相钢，其特征在于双相钢的加工工艺为：将钢加热到高于A_c3以上50～300℃的T1温度，并保温t1＝5～120分钟进行奥氏体化；用Gleeble1500热模拟机测定试验用钢的A₃点，分别测定以2℃/s的加热速度升温的相变点Ac₃和以2℃/s的冷却速度降温的相变点Ar₃，按A₃＝(Ar₃+Ac₃)/2计算得到平衡相变点A₃；对单道次变形，首先在奥氏体化温度T1以应变速率

为0.1s^-1至10s^-1实施真应变ε₁＝0.3～0.69后，以冷速C1＝5～100℃/s过冷至A₃到Ar₃温度范围内的温度T2，在应变速率

为1s^-1至50s^-1之间进行一道次变形；当真应变ε₂到0.5～1.27后，形变后以冷速C2为10℃/s～80℃/s冷却至室温，即可获得晶粒尺寸小于5.5微米的铁素体以及贝氏体双相组织。

3、根据权利要求1所述的铁素体贝氏体双相钢，其特征在于：对三至六道次的多道次变形，经过一至三道次在奥氏体区的热变形后，采用C1冷速冷却，使以后的两至三道次变形在A₃～Ar₃之间进行，终轧温度控制在Ar₃以上，道次间隔时间t2～t6为0.1s～5s，A₃～Ar₃之间道次的总累积变形量ε₃达到0.5以上，形变后以冷速C3＝2℃/s～80℃/s冷却至室温，即可获得晶粒尺寸小于5.5微米的铁素体以及贝氏体双相组织。