CN103243275B - 一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法 - Google Patents
一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN103243275B CN103243275B CN201310116403.8A CN201310116403A CN103243275B CN 103243275 B CN103243275 B CN 103243275B CN 201310116403 A CN201310116403 A CN 201310116403A CN 103243275 B CN103243275 B CN 103243275B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- steel
- bainite
- martensite
- strength steel
- preparation
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Abstract
本发明公开了一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法，属于低合金高强钢的领域。采用C-Mn-Si-Cr为主要合金元素，添加Al、Ni、Mo、Cu、Nb、Ti和V等元素，其余为Fe。采用常规炼钢工艺冶炼，铸造、锻造或轧制成钢轨、厚壁管材、大截面棒材或厚板材等，经过奥氏体化，采用不同的冷却介质控制冷却，在冷却过程中得到部分贝氏体组织，再立即进行分配处理和低温回火处理，分配时间为30～360分钟，最终得到的贝氏体/马氏体/奥氏体复相组织具有良好的强塑性和韧性配合。对于大尺寸、淬火易开裂的构件，本发明贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢具有广阔的应用前景。
Description
技术领域
本发明涉及低合金高强钢领域，尤其是涉及一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法。
背景技术
为降低机械构件重量以节约能源和资源，低合金高强钢已被广泛应用到机械、汽车、轮船、航空等多个领域，而对于传统的高强钢，随着强度的增加，塑性会逐渐恶化，从而限制了高强钢的应用。传统高强钢热处理工艺一般以淬火-回火工艺为主，为改善高强钢的塑性，徐祖耀（热处理，2007,22（1））提出了一种淬火-分配-回火工艺（以下简称Q-P-T），该工艺指工件经奥氏体化后，淬火至马氏体开始转变温度（Ms）和结束转变温度（Mf）之间某温度（该温度称为淬冷温度，Tq），获得部分马氏体组织，然后升至另一温度（该温度被称为分配温度，Tp），保温一段时间进行分配处理，再在一定温度进行回火，实现碳从过饱和马氏体分配（扩散）到未转变奥氏体中，得到稳定的残余奥氏体，或从过饱和马氏体中析出碳化物，发挥析出强化效果，从而提高高强钢的塑性，获得更高的强塑积（强度和延伸率的乘积，MPa%）。
实现Q-P-T工艺的关键是控制淬冷温度Tq和分配温度Tp，同时选择合适分配时间。然而，传统Q-P-T工艺存在两个不可避免的不足之处：一是为得到马氏体组织，需要采用较快淬火冷却速度，但是对于大尺寸构件，如果淬火冷却速度过快，很难实现构件表层和心部的组织一致（一般表层为马氏体，心部仍然以珠光体为主），同时构件也易开裂；二是对于传统Q-P-T工艺，分配时间较短（分配时间一般为10～600秒，徐祖耀，热处理，2009（6）），如果分配时间太短，较难实现工业化生产，且对于大尺寸构件无法实现温度的均匀性，造成大尺寸构件表层和心部性能不一致。
发明内容
本发明所解决的技术问题是提供一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法，采用不同冷却介质控制冷却，在冷却过程中得到贝氏体组织，并延长分配时间保证表层和心部组织和性能的一致性，在连续冷却过程中形成部分贝氏体组织可避免淬火开裂，最终显著提高其强度和塑性。
本发明采用的技术方案是提供一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法，该方法包括如下步骤：
1）采用常规炼钢工艺冶炼，铸造、锻造或轧制成各种钢材，使钢中的各成分的质量百分比为：
C：0.02～0.68wt.%；Mn：2.00～4.80wt.%；Si：0.20～2.50wt.%；
Cr：0.20～1.50wt.%；Al：0.01～1.00wt.%；Ni：0.01～1.80wt.%；
Mo：0.01～1.60wt.%；Cu：0.01～2.00wt.%；Nb：0.00～0.08wt.%；
V：0.00～0.12wt.%；Ti：0.00～0.05wt.%；P：0.001～0.02wt.%；
S：0.001～0.02wt.%；其余为Fe；
2）将上步得到的钢材加热至850～1050℃保温1～5小时；
3）根据步骤1）中钢材的成分，在冷却介质中冷却，冷却至室温～360℃后，在冷却过程中得到部分贝氏体组织；
4）再立即加热至100～500℃进行分配处理，分配时间为30～360分钟，分配处理后空冷至室温；
5）将步骤4）得到的钢材在100～360℃保温30～360分钟。
优选地，步骤3）所述的冷却介质包括水、盐、风、空气或油。
本发明的效果是本发明提出的采用控制冷却-分配-回火工艺生产贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法，以C-Mn-Si-Cr为主要合金元素，结合Mn对贝氏体形成的有利作用，及Si和Al对增加残余奥氏体稳定性的有利作用，克服了高强钢合金成本高的不足之处，适应我国资源节约型发展的战略；同时进行不同冷却介质中的控制冷却，在冷却过程中得到部分贝氏体组织，最终延长了分配时间，克服了传统Q-P-T工艺中分配时间较短（10～600秒），不宜控制的缺点。最终获得的贝氏体/马氏体/奥氏体复相组织具有良好的强塑性和韧性配合。控制冷却-分配-回火工艺生产贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的过程示意图见图1。应用本工艺得到的高强钢强度>1200MPa，延伸率>10%，强塑积>20000MPa%，HRC>40，夏比V型冲击值aKV>50J/cm2，具有良好的强塑性配合，各项数值见表2。特别适于需长时间分配处理的厚壁钢管、厚板、大尺寸机械构件等高强钢生产，对不利于实现水淬或水淬容易开裂的大尺寸构件也具有独特优势，对于大尺寸、淬火易开裂构件，本发明贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢具有广阔的应用前景。
附图说明
图1是控制冷却-分配-回火工艺生产贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的示意图；
图2是典型贝氏体/马氏体/奥氏体复相组织图。
具体实施方式
下面结合附图及实施例对本发明进一步加以说明。
表一各种钢材合金组分质量百分比
各实施例中钢材合金组分含量如表一所示，其余为铁。
实施例1
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，轧制成厚度为30mm的中厚钢板；
（2）将上述钢材加热至1050℃保温1小时进行奥氏体化，然后采用水冷，冷却至360℃，立即再加热到500℃进行分配处理，分配时间为120分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在100℃保温2小时进行低温回火处理。
实施例2
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，轧制成厚度为80mm的中厚板；
（2）将上述钢材加热至1050℃保温2小时进行奥氏体化，然后采用水冷，冷却至320℃，立即再加热至450℃进行分配处理，分配时间为180分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在280℃保温3小时进行低温回火处理。
实施例3
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，轧制成直径为32mm的钢筋；
（2）将上述钢材加热至920℃保温1小时进行奥氏体化，然后进行盐浴处理，冷却至320℃，立即再加热至280℃进行分配处理，分配时间为40分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在250℃保温5小时进行低温回火处理。
实施例4
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，轧制成直径为48mm的钢筋；
（2）将上述钢材加热至960℃保温2小时进行奥氏体化，然后采用风冷，冷却至320℃，立即再加热至360℃进行分配处理，分配时间为60分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在320℃保温5小时进行低温回火处理。
实施例5
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，轧制成壁厚为10mm的无缝钢管；
（2）将上述钢材加热至850℃保温1小时进行奥氏体化，然后采用水冷，冷却至290℃，立即再加热至380℃进行分配处理，分配时间为30分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在280℃保温0.5小时进行低温回火处理。
实施例6
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，轧制成壁厚为20mm的无缝钢管；
（2）将上述钢材加热至950℃保温2小时进行奥氏体化，然后采用空冷，冷却至室温，立即再加热至360℃进行分配处理，分配时间为240分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在150℃保温6小时进行低温回火处理。
实施例7
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，轧制成75Kg的直线钢轨；
（2）将上述钢材加热至980℃保温3小时进行奥氏体化，然后采用风冷，冷却至100℃，立即再加热至150℃进行分配处理，分配时间为240分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在360℃保温5小时进行低温回火处理。
实施例8
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，锻造成直径为200mm的车轴；
（2）将上述钢材加热至900℃保温5小时进行奥氏体化，然后采用油冷，冷却至180℃，立即再加热至360℃进行分配处理，分配时间为360分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在280℃保温5小时进行低温回火处理。
实施例9
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，铸造成壁厚为30mm的耐磨钢管；
（2）将上述钢材加热至920℃保温2小时进行奥氏体化，然后采用空冷，冷却至室温，立即再加热至100℃进行分配处理，分配时间为90分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在250℃保温2小时进行低温回火处理。
实施例10
（1）采用常规炼钢工艺冶炼后，铸造成厚度为50mm的耐磨钢板；
（2）将上述钢材加热至920℃保温3小时进行奥氏体化，然后采用空冷，冷却至150℃，立即再加热至360℃进行分配处理，分配时间为120分钟，分配处理后空冷至室温；
（3）将上述钢材在320℃保温3小时进行低温回火处理。
通过万能拉伸试验机和冲击试验机，采用标准拉伸试样和冲击试样，以GB/T228.1-2010和GB/T229-2007国家标准的规定试样条件及取样位置，分别测定了各实施例试样的力学性能，性能范围如表2所示。
表2实施例的力学性能
对以本发明方法制备的贝氏体/马氏体/奥氏体多相高强钢进行金相扫描，扫描金相试样制备过程如下：截取金相样，即截取实施例1-10得到的多相高强钢，预磨，抛光，采用2%硝酸酒精溶液腐蚀。
透射金相试样制备过程如下：预磨至30～50μm，采用4%高氯酸酒精溶液，在双喷减薄仪上进行减薄。
实施例5的扫描和透射显微组织如图2所示，其他实施例的显微组织与实施例5的显微组织类似，只是微区尺寸大小稍有差异。
Claims (2)
1.一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
1）采用常规炼钢工艺冶炼，铸造、锻造或轧制成各种钢材，所述钢材包含的组分及质量百分比为：
C：0.02～0.68wt%；Mn：2.00～4.80wt%；Si：0.20～2.50wt%；
Cr：0.20～1.50wt%；Al：0.01～1.00wt%；Ni：0.01～1.80wt%；
Mo：0.01～1.60wt%；Cu：0.01～2.00wt%；Nb：0.00～0.08wt%；
V：0.00～0.12wt%；Ti：0.00～0.05wt%；P：0.001～0.02wt%；
S：0.001～0.02wt%；其余为Fe；
2）将上步得到的钢材加热至850～1050℃保温1～5小时；
3）根据步骤1）中钢材的成分，在冷却介质中冷却，冷却至室温～360℃，在冷却过程中得到部分贝氏体组织；
4）再立即加热至100～500℃进行分配处理，分配时间为30～360分钟，处理后空冷至室温；
5）将步骤4）得到的钢材在100～360℃保温30～360分钟。
2.根据权利要求1所述的一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法，其特征在于：步骤3）所述的冷却介质包括水、盐、风、空气或油。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201310116403.8A CN103243275B (zh) | 2013-04-03 | 2013-04-03 | 一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201310116403.8A CN103243275B (zh) | 2013-04-03 | 2013-04-03 | 一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN103243275A CN103243275A (zh) | 2013-08-14 |
| CN103243275B true CN103243275B (zh) | 2015-06-03 |
Family
ID=48923151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201310116403.8A Expired - Fee Related CN103243275B (zh) | 2013-04-03 | 2013-04-03 | 一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN103243275B (zh) |
Families Citing this family (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104651737A (zh) * | 2013-11-20 | 2015-05-27 | 兴化市金牛机械铸造有限公司 | 一种节镍型耐热钢 |
| CN105316596B (zh) * | 2014-06-13 | 2017-06-16 | 北京交通大学 | 一种超低磷贝氏体钢及其贝氏体钢轨 |
| CN104846274B (zh) | 2015-02-16 | 2017-07-28 | 重庆哈工易成形钢铁科技有限公司 | 热冲压成形用钢板、热冲压成形工艺及热冲压成形构件 |
| CN104928590B (zh) * | 2015-06-11 | 2017-05-03 | 北京交通大学 | 一种Mn‑Si‑Cr低碳贝氏体钢、钎杆及其制备方法 |
| CN105779708A (zh) * | 2016-04-27 | 2016-07-20 | 上海人本集团有限公司 | 高碳铬轴承钢热处理工艺 |
| CN105734213B (zh) * | 2016-05-08 | 2017-09-29 | 东北大学 | 一种q＆p钢板及其两次配分制备方法 |
| CN106011398B (zh) * | 2016-05-31 | 2018-01-23 | 桂林电子科技大学 | 低合金耐磨钢的热处理工艺 |
| CN105838987B (zh) * | 2016-05-31 | 2017-10-20 | 桂林电子科技大学 | 一种斗齿用高强韧性低合金耐磨钢的制备方法 |
| CN107043895B (zh) * | 2017-03-31 | 2020-07-14 | 山东建筑大学 | 一种1500MPa级低碳中锰含铜钢的成分设计及生产方法 |
| CN107201480A (zh) * | 2017-04-12 | 2017-09-26 | 攀枝花贝氏体耐磨管道有限公司 | 一种复相锻造耐磨衬板制备方法 |
| CN108004469B (zh) * | 2017-12-08 | 2020-07-03 | 北京科技大学 | 一种低合金高韧性q-p-t耐磨钢板及其制备方法 |
| CN108754304A (zh) * | 2018-04-24 | 2018-11-06 | 北京交通大学 | 一种耐腐蚀贝氏体钢、包含其的车轮及制造方法 |
| CN108342653A (zh) * | 2018-05-16 | 2018-07-31 | 中唐空铁科技有限公司 | 一种热轧空铁用轨道耐候型钢 |
| CN110527794A (zh) * | 2019-09-06 | 2019-12-03 | 武汉科技大学 | 一种微纳结构贝氏体钢的热处理方法 |
| CN110964890A (zh) * | 2019-12-23 | 2020-04-07 | 贵州大学 | 一种高硬度高冲击韧性合金材料的热处理方法 |
| CN111254355B (zh) * | 2020-03-18 | 2021-12-21 | 中铁宝桥集团有限公司 | 一种贝氏体合金钢热及处理工艺 |
| CN111394661B (zh) * | 2020-04-30 | 2021-07-27 | 西京学院 | 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺 |
| CN112342345A (zh) * | 2020-09-28 | 2021-02-09 | 东南大学 | 一种马氏体/奥氏体双相结构高强钢及其制备方法 |
| CN114850365A (zh) * | 2022-04-19 | 2022-08-05 | 中国恩菲工程技术有限公司 | 贝氏体基研磨介质及其制备方法和应用 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CZ299495B6 (cs) * | 2005-12-06 | 2008-08-13 | Comtes Fht, S. R. O. | Zpusob výroby vysokopevných nízkolegovaných ocelových trubek |
| CN101225499B (zh) * | 2008-01-31 | 2010-04-21 | 上海交通大学 | 低合金超高强度复相钢及其热处理方法 |
| CN102212657B (zh) * | 2011-06-09 | 2012-08-22 | 北京科技大学 | 一种冷轧相变诱导塑性钢的淬火配分生产方法 |
| EP2758554A1 (en) * | 2011-09-20 | 2014-07-30 | NV Bekaert SA | Quenched and partitioned high-carbon steel wire |
-
2013
- 2013-04-03 CN CN201310116403.8A patent/CN103243275B/zh not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN103243275A (zh) | 2013-08-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN103243275B (zh) | 一种贝氏体/马氏体/奥氏体复相高强钢的制备方法 | |
| CN103276314B (zh) | 一种低屈强比高韧性x80管线钢板及其制造方法 | |
| CN106893832B (zh) | 一种无碳化物贝/马复相钢的bq＆p热处理工艺 | |
| CN101985725B (zh) | 一种780MPa级低屈强比建筑用钢板及其制造方法 | |
| CN103014283B (zh) | 一种连铸坯生产水电站用特厚钢板的制造方法 | |
| CN101302599A (zh) | 铌微合金化高强度热作模具钢及其制备方法 | |
| CN105369126B (zh) | 一种合金钢及其精轧螺纹钢筋的生产方法以及精轧螺纹钢筋 | |
| CN103014494A (zh) | 一种汽车大梁用热轧钢板及其制造方法 | |
| CN102534417A (zh) | 一种含Mo的高性能桥梁耐候钢及其制备方法 | |
| CN102828116A (zh) | 基于tmcp工艺的表层超细晶高强度钢板及其制造方法 | |
| CN109554621B (zh) | 一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q＆P钢及其制造方法 | |
| CN101602078B (zh) | 用热轧钢板制造高强度高韧性型钢的方法 | |
| CN108660395A (zh) | 一种690MPa级低碳中锰高强度中厚板及淬火-动态配分生产工艺制备方法 | |
| CN104962814B (zh) | 一种正火高强韧性150mm特厚板及其生产方法 | |
| CN110408862A (zh) | 无缝钢管、制造方法及其应用 | |
| CN104372257A (zh) | 利用返红余热提高强韧性的低合金高强中厚板及其制法 | |
| CN105112782A (zh) | 一种热轧态船用低温铁素体lt-fh40钢板及其生产方法 | |
| CN102534384B (zh) | 一种无Cr高性能耐候桥梁钢及其制备方法 | |
| CN104593573A (zh) | 一种高效提升非调质钢强韧性的复合形变热处理强化方法 | |
| CN103045965A (zh) | 一种600MPa级水电压力钢管用钢板的生产工艺 | |
| CN106319388A (zh) | 一种80公斤级低预热型高强度钢板及其制造方法 | |
| CN105018836A (zh) | 旋挖钻机钻杆用精密无缝钢管的制备方法 | |
| CN110042300A (zh) | 400MPa级耐候栓钉用盘条、生产方法及制备的栓钉 | |
| CN109852888A (zh) | 460MPa级耐候栓钉用盘条、生产方法及制备的栓钉 | |
| CN105506448A (zh) | 一种低碳高硬度纳米贝氏体钢及其制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20150603 Termination date: 20160403 |
|
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |