CN101054621A - 一种制备高强细晶双相钢的方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种制备细晶双相钢的方法，特别是以低碳(锰)钢制备细晶双相钢。本方法将普通低碳(锰)钢奥氏体化后，通过再结晶区多道次形变获得细小的奥氏体组织，并以适当的冷速过冷至A₃到Ar₃温度范围内的某一温度实施多道次变形，应变速率在0.1s^－1到30s^－1之间，通过控制各道次应变量获得80％～90％的铁素体转变量后快冷或淬火至室温。通过上述工艺所获得的细晶双相组织中等轴状铁素体晶粒的平均尺寸小于5微米，均匀分布的马氏体岛体积分数为10％～15％，平均尺寸小于3微米。工艺可控性更强，组织更加均匀，并易于在传统热轧机上实现。

Description

一种制备高强细晶双相钢的方法

技术领域

本发明涉及一种制备细晶双相钢的方法，特别是以低碳(锰)钢制备细晶双相钢的方法。

背景技术

双相钢组织细化不仅能将双相钢强度向更高级别推进，而且细晶组织的复相化仍然具有连续屈服、强屈比高、加工硬化能力好等力学特征。目前，获得细晶双相钢的途径主要集中在大应变量变形，如等通道挤压(ECAP)或采用复杂的形变热处理工艺如降低终轧温度的TMCP工艺以及形变诱导相变(DIFT)的方法。“Ultrafine graineddual phase steel fabricated by equal channel angular pressing and subsequent intercriticalannealing”(Scripta Mater，2004，51(9)：909)，“Influence of deformation induced ferritetransformation on grain refinement of dual phase steel”(Mater Sci Eng A，2002，323：148)及“Deformation-induced ferrite transformation in dual-phase steels”(The JointInternational Conference of HSLA Steels 2005 and ISUGS 2005，Hainan：CSM，2005：949)等文中均指出通过采用ECAP或DIFT均可以得到细晶双相钢。但这些工艺需要在接近0.8～4的大应变条件下进行，这在工业生产上是很难实现的。专利200610045847“一种抗拉强度540MPa级双相钢板及制造方法”提出采用薄板坯连铸连轧及快速冷却生产工艺，此工艺在连轧过程中不能排除先共析铁素体的生成，而先共析铁素体的生成会导致最终组织不均匀，对产品的综合力学性能不利。因此开发一种控制简单、组织稳定性好且易于在工业生产中实现的细晶双相钢的技术非常重要。

发明内容

本发明的目的在于解决在低碳(锰)钢中制备高强细晶双相钢的问题，提出一种基于过冷奥氏体在A₃～Ar₃温度范围之间进行多道次形变，以应变量控制双相组织的技术方案。使普通商用低碳(锰)钢在小变形量连续多道次变形条件下，获得组织细化，性能保持连续屈服、强屈比高、加工硬化能力好等特点的高强细晶双相钢。

本发明的实施步骤为：将商用普通低碳(锰)钢加热到T1温度范围1100～1200℃，并保温t1时间5～30min，以使奥氏体均匀化，然后在奥氏体再结晶区T2～T3温度1100～1000℃范围内，以1～30s^-1的应变速率实施2～3道次变形，各道次应变量控制在30％～50％，使奥氏体再结晶区多道次形变后的再结晶晶粒尺寸小于25微米，其后以10～50℃/s的冷速C2过冷至T4～T5温度范围，再以0.1s^-1～30s^-1的应变速率实施2～3道次变形。冷速C2由热膨胀法测定，在该冷速下Ar₃温度在A₃温度以下在50～200℃范围内，T4处于A₃到A₃以下10℃范围内，T5处于Ar3以上10℃到Ar₃范围内。各道次间隔时间小于10秒，控制各道次形变量处于20％～30％范围内，在获得80％～90％的铁素体转变量后，以大于50℃/s的冷速C3快冷或淬火至室温。

本发明的特点在于，以冷速C2将奥氏体过冷至A₃～Ar₃温度范围内时，奥氏体处于过冷状态，此时组织中不含有先共析铁素体。在过冷和变形的双重作用下，奥氏体直接向铁素体转变(动态铁素体相变)，无先共析铁素体形成。因此，本发明的变形工艺中，强调了细化原始奥氏体组织以及将铁素体动态相变温度控制在A₃～Ar₃温度之间，单纯通过上述变形过程即可得到细晶α/M双相钢。所获得的细晶双相组织中等轴状铁素体的晶粒尺寸小于5微米，均匀分布的马氏体岛尺寸小于3微米，体积分数为10％～15％，工艺可控性更强，组织更加均匀，并易于在传统热轧机上实现。

附图说明

图1是根据本发明的热变形工艺示意图。

图2是实施例1与例2的热变形工艺中动态相变前获得的再结晶奥氏体组织。

图3是实施例1的热变形工艺在Gleeble1500热模拟试验机上制备的一种细晶双相钢的显微组织(过冷奥氏体两道次形变道次间隔1s)。

图4是实施例2的热变形工艺在Gleeble1500热模拟试验机上制备的一种细晶双相钢的显微组织(过冷奥氏体两道次形变道次间隔10s)

图5是实施例3的热变形工艺在实验轧机上获得细晶双相钢SEM组织。

图6是图5中组织在Lepera试剂浸蚀下，马氏体岛的形貌与分布。

具体实施方式

实施例1

选用化学成份按质量百分数为：0.087％C、1.24％Mn、0.35％Si，余量为Fe的低碳钢。利用热膨胀法测得其A₃为860℃，冷速C2为30℃/s，Ar₃为760℃。将该低碳钢加热到1200℃保温5分钟后，分别在T2～T3温度范围的1100℃、1000℃以1s^-1的应变速率变形，各道次变形量均为30％，获得如图2所示的25微米左右的再结晶奥氏体组织。之后，以30℃/s的冷却速率冷却至T4～T5温度范围内的820℃，以1s^-1的形变速率实施两道次应变量均为30％的变形，两道次间隔时间为1s，以60℃/s的冷速快冷至室温，得到图3所示的细晶双相组织，其中铁素体平均晶粒尺寸约为3.94微米，马氏体岛平均尺寸约为2.56微米，体积分数约为10％。

实施例2

选用钢种的化学成分同实施例1。将该低碳钢加热到1200℃保温5分钟后分别在T2～T3温度范围的1100℃、1000℃以1s^-1的应变速率变形，各道次变形量均为30％，获得如图2所示的25微米左右的再结晶奥氏体组织。之后，以15℃/s的冷却速率冷却至800℃，以10s^-1的形变速率实施两道次应变量均为30％的变形，两道次间隔时间为10s，以60℃/s的冷速快冷至室温，得到图4所示的细晶双相组织，其中铁素体平均晶粒尺寸约为4.09微米，马氏体岛平均尺寸约为3.33微米，体积分数约为10％。

实施例3

采用普通低碳锰钢的热轧坯，其化学成份为按质量百分数为：0.09％C、1.4％Mn、0.35％Si，余量为Fe。坯料的原始厚度为15mm。在350四/二辊可逆热轧板带实验轧机上进行多道次可逆轧制试验，采用的轧制速度为500mm.s^-1。热轧工艺为：1200℃保温30分钟后空冷至1100℃开轧，实施两道次压下量均为30％的轧制，道次间隔时间为5s，第二道次轧后温度为1000℃左右。之后，空冷(冷速约为12℃/s)至840℃连续两道次压下量均为30％的轧制，道次间隔时间为3s，终轧温度为790℃，轧后水冷。图5为该工艺下获得的细晶双相组织的SEM形貌。铁素体平均晶粒尺寸约为4.8微米，马氏体岛平均尺寸约为4微米，马氏体岛体积分数为13％左右。如图6所示，在Lepera试剂的浸蚀下，呈白色无规则的马氏体岛均匀分布于灰黑色铁素体基体中。获得的细晶双相钢性能见表1。

                         表1  细晶双相钢室温拉伸性能

	工艺		屈服强度σ0.2(Mpa)	抗拉强度σb(Mpa)	屈强比LYS/TS	加工硬化指数n	延伸率δ(％)
								热变形	冷却方式
	细晶双相钢	四道次								水冷	445	778	0.57	0.236	26.38

Claims (2)

1、一种制备高强细晶双相钢的方法，其特征在于：将普通低碳钢加热到T1温度1100～1200℃，并保温t1时间5～30min，使奥氏体均匀化，然后在奥氏体再结晶区T2～T3温度1100～1000℃范围内，以1～30s^-1的应变速率实施2～3道次变形，各道次应变量控制在30％～50％，其后以10～50℃/s的冷速C2过冷至T4～T5温度范围，再以0.1s^-1～30s^-1的应变速率实施2～3道次变形，T4～T5温度范围处于A₃到Ar₃温度范围内，各道次间隔时间小于10秒，控制各道次形变量处于20％～30％范围内，在获得80％～90％的铁素体转变量后，以大于50℃/s的冷速C3快冷或淬火至室温。

2、如权利要求1所述的制备高强细晶双相钢的方法，其特征在于：冷速C2由热膨胀法测定，在该冷速下Ar₃温度在A₃温度以下在50～200℃范围内，T4处于A₃到A₃以下10℃范围内，T5处于Ar3以上10℃到Ar₃范围内。

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