CN106868415B

CN106868415B - 超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢及其制备方法

Info

Publication number: CN106868415B
Application number: CN201611130221.6A
Authority: CN
Inventors: 王天生; 贺延明; 贾鑫; 张烈
Original assignee: Yanshan University
Current assignee: Yanshan University
Priority date: 2015-12-11
Filing date: 2016-12-09
Publication date: 2018-11-30
Anticipated expiration: 2036-12-09
Also published as: CN106868281B; CN106868398A; CN106868414A; CN106868413A; CN106868413B; CN106868414B; CN106868281A; CN106868415A; CN106868398B

Abstract

本发明公开了一种超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢，其特征在于其化学成分按重量百分比为：C 0.45~0.50、Si 1.5~1.7、Mn 0.8~1.2、Cr 0.45~0.55、Mo 0.18~0.22、P≤0.02、S≤0.02，其余为Fe和不可必避免的杂质，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5~3μm、体积含量为35~45%，纳米贝氏体的板条尺寸为97~218 nm。其将中碳含硅低合金钢淬火马氏体组织，加热到获得回火屈氏体组织的温度，保温一定时间，出炉在此温度轧制变形，空冷至室温，然后重新加热至“α+γ”两相区进行部分奥氏体化，再放入温度稍高于两相区奥氏体的马氏体开始点的盐浴炉中进行等温贝氏体转变，然后空冷至室温，得到超细晶铁素体/纳米贝氏体双相组织。

Description

超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢及其制备方法

技术领域

本发明属于钢铁材料工程领域，涉及一种双相钢及其制备方法，特别是一种超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢及其制备方法。

背景技术

传统铁素体/马氏体双相钢屈强比较低，初始加工硬化速率高且塑韧性良好。但由于铁素体和马氏体间强度差异较大，微裂纹容易沿着铁素体/马氏体相界面扩展扩，从而导致扩孔性能不佳，在扩孔翻边工序中常出现开裂。而铁素体/贝氏体双相钢则是用韧性更好的贝氏体替代了马氏体，具有比铁素体/马氏体双相钢更好的翻边和扩孔性能，以及更好的拉伸性能和冲击韧性，更适于制造形状复杂的汽车零部件（如车轮、底盘、悬挂等）、工程机械零部件和抗大应变管线。

目前，铁素体/贝氏体双相钢主要用低碳低合金钢（包括微合金化和非微合金化的）通过控轧控冷的方法制备，制备方法已在多项专利中公开，例如申请号为200910169738.X的中国专利公开了一种高抗拉强度热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法，该抗拉强度在514~535MPa之间，屈强比在0.63以上，但是在抗拉强度还是比较低，韧性不够。为了获得具有更优异综合力学性能的铁素体/贝氏体双相钢，科研工作者分别对其铁素体和贝氏体组织进行了深入的研究和改善。首先将铁素体组织进行细化，使铁素体晶粒尺寸细化至微米级(1~4 μm)，即超细铁素体组织，超细铁素体因其较高的强度而使双相钢性能提高；其次贝氏体组织也在不断改进，无碳化物贝氏体、低温贝氏体等具有优异强韧性的贝氏体组织也逐步被运用到双相钢中，超细铁素体和高强韧贝氏体结合的双相钢成为当今科研学者研究的重点和热点。

发明内容

本发明要解决的技术问题提供一种工艺简单、制备效率高、易于精确控制、质量稳定性高的超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢及其制备方法，其将中碳含硅低合金钢淬火马氏体组织，加热到获得回火屈氏体组织的温度，保温一定时间，出炉在此温度轧制变形，空冷至室温，然后重新加热至“α+γ”两相区进行部分奥氏体化，再放入温度稍高于两相区奥氏体的马氏体开始点的盐浴炉中进行等温贝氏体转变，然后空冷至室温，得到超细晶铁素体/纳米贝氏体双相组织。其工艺简单，形成的双相钢具有超高强度和良好塑性。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：

一种超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢，其化学成分按重量百分比为：C0.45~0.50、Si 1.5~1.7、Mn 0.8~1.2、Cr 0.45~0.55、Mo 0.18~0.22、P≤0.02、S≤0.02，其余为Fe和不可避免的杂质。

所述双相钢的金相组织为超细晶铁素体和纳米贝氏体，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.2~3 μm、体积含量为35~45%，纳米贝氏体的板条尺寸为97~218 nm。

本发明还提供了一种超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢的制备方法，其包括以下步骤：

A、炼钢：按照钢材的设计要求计算投料比例、熔炼、并浇注成钢锭；

B、退火、热轧：将所述钢锭退火、进行5~7道次热轧，热轧后空冷至室温，得热轧板坯；

C、淬火：将所述热轧板坯加热至800~1000℃、保温20~40min，然后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯；

D、温轧：将所述淬火板坯在500~550℃条件下保温1h，然后在500~600℃经5~7道次、进行总压下量为30~50%的轧制变形，空冷至室温，得温轧板材；

E、热处理：将所述温轧板材在780℃条件下，保温3h，然后迅速放入260~380℃的盐浴炉中等温1.5~10 h，再出炉空冷至室温。

上述钢材的化学成分按重量百分比为：C 0.45~0.50、Si 1.5~1.7、Mn 0.8~1.2、Cr0.45~0.55、Mo 0.18~0.22、P≤0.02、S≤0.02，其余为Fe和不可避免的杂质。

上述技术方案的物理冶金学原理是：淬火马氏体加热到某一高温保温，得到回火屈氏体组织，在此温度下进行温轧变形后重新在“α+γ”两相区加热过程中发生铁素体的再结晶和部分奥氏体的形成。由于回火屈氏体保持了淬火马氏体的细化组织形态，其温轧变形后加热再结晶会形成细小的铁素体等轴晶粒，得到超细晶铁素体；与此同时，加热温度超过A _c1则发生奥氏体转变，由于加热温度在两相区，奥氏体晶粒长大受到较大限制，故形成了细晶奥氏体。这样，在两相区加热保温过程会形成“超细晶铁素体+细晶奥氏体”组织，随后在盐浴炉中进行低温（稍高于此细晶奥氏体的马氏体开始点）等温过程中，细晶奥氏体发生贝氏体转变，而超细晶铁素体基本不发生变化。由于较高的硅含量抑制了碳化物在等温贝氏体转变过程析出，所以奥氏体转变为在贝氏体板条间分布薄膜状残余奥氏体的无碳化物贝氏体组织，由于等温温度低可获得纳米尺度的板条组织，即纳米贝氏体组织。那么，冷却到室温后就得到了超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢。

采用上述技术方案产生的有益效果在于：（1）本发明的超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢的组织得到了超细化，其抗拉强度不小于1200MPa，屈服强度不小于600MPa，延伸率为26~28%，具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件；（2）本发明的制备工艺流程简单易行、容易控制，有利于实现工业化生产，只需要精确控制热处理的温度即可控制产品质量，制备效率高。

附图说明

图1是实施例1制备的超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢微观组织的扫描电镜照片；

图2是实施例1制备的超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢试样的拉伸曲线；

图3是实施例2制备的超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢微观组织的扫描电镜照片。

具体实施方式

实施例1

A、按照质量百分比为C 0.47、Si 1.61、Mn 1.0、Cr 0.49、Mo0.2、P 0.003、S0.001，余量为Fe和不可避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭，真空自耗精炼。

B、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温2 h进行均匀化处理，出炉空冷至1150℃开轧，终轧温度为880℃，经过6道次轧制，轧后空冷至室温，得20 mm厚的热轧板坯。

C、淬火：将所述热轧板坯重新在炉子中加热至850℃、保温60min，出炉后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

D、温轧：将所述淬火板坯放入550℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量40%的多道次轧制变形，得12mm厚的温轧板材。

E、热处理：将所述温轧板材放入温度为780℃的炉子中，保温0.5h，然后迅速放入270℃的盐浴炉中等温1.5 h，再出炉空冷至室温。

对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析，其微观组织照片参见图1，从图1中可以看出：本实施例制备了超细晶铁素体和纳米贝氏体双相钢，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.2~2μm，体积含量约为41%，纳米贝氏体板条的尺寸为97±14nm。

本实施例用纳米贝氏体代替传统双相钢的硬相，再将软相铁素体晶粒进行细化，即可得到细晶粒铁素体/纳米贝氏体双相钢，这将使双相钢性能进一步提高。将本实施例的板材制作试样，按照GB/T228.1-2010标准进行拉伸试验，其应力-应变曲线参见图2，测得试样的抗拉强度（）为1370MPa、屈服强度（）为835 MPa、延伸率（）为27.5%，计算得屈强比为0.61，强塑积为37600 MPa·%。具体参见表1的数据。

表1 实施例1-4中双相钢的微观结构和力学性能

上述结果表明：本实施例制得了超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好。可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件。

实施例2

A、按照质量百分比为C 0.45、Si 1.69、Mn 1.18、Cr 0.55、Mo0.22、P 0.003、S0.001，余量为Fe和不可避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭，真空自耗精炼。

B、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温2h进行均匀化处理，出炉空冷至1150℃开轧，终轧温度为880℃，经过7道次轧制，轧后空冷至室温，得20 mm厚的热轧板坯。

C、淬火：将所述热轧板坯重新在炉子中加热至850℃、保温1h，出炉后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

D、温轧：将所述淬火板坯放入560℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量40%的多道次轧制变形，得12mm厚的温轧板材。

E、热处理：将所述温轧板材放入温度为780℃的炉子中，保温0.5h，然后迅速放入285℃的盐浴炉中等温1 h，再出炉空冷至室温。

对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析和拉伸试验，结果参见表1和图3。

结果表明：本实施例制备了超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好。

实施例3

A、按照质量百分比为C 0.50、Si 1.51、Mn 0.82、Cr 0.45、Mo 0.18、P 0.003、S0.001，余量为Fe和不可避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭，真空自耗精炼。

B、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温2 h进行均匀化处理，出炉空冷至1150℃开轧，终轧温度为880℃，轧后空冷至室温，得20 mm厚的热轧板坯。

D、温轧：将所述淬火板坯放入570℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量40%的多道次轧制变形，得12mm厚的温轧板材。

对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析和拉伸试验，结果参见表1。

实施例4

与实施例1不同的是：步骤E、将按照实施例1得到的温轧板材放入温度为780℃的炉子中，保温0.5 h后，迅速放入温度为285℃的盐浴炉中等温1 h，然后出炉空冷至室温。

上述结果表明：本实施例制得了超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好。

Claims

1.一种超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢，其特征在于其化学成分按重量百分比为：C 0.45~0.50、Si 1.5~1.7、Mn 0.8~1.2、Cr 0.45~0.55、Mo 0.18~0.22、P≤0.02、S≤0.02，其余为Fe和不可避免的杂质；所述双相钢的金相组织为超细晶铁素体和纳米贝氏体，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.2~3μm、体积含量为35~45%，纳米贝氏体的板条尺寸为97~218 nm。

2.根据权利要求1所述的超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢，其特征在于所述双相钢的抗拉强度不小于1200 MPa，屈服强度不小于600 MPa，延伸率为26~28%。

3.一种超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢的制备方法，所述双相钢的化学成分按重量百分比为：C 0.45~0.50、Si 1.5~1.7、Mn 0.8~1.2、Cr 0.45~0.55、Mo 0.18~0.22、P≤0.02、S≤0.02，其余为Fe和不可避免的杂质，其特征在于包括以下步骤：

E、热处理：将所述温轧板材在760~780℃条件下，保温3h，然后迅速放入260~380℃的盐浴炉中等温1.5~10 h，再出炉空冷至室温。

4.根据权利要求3所述的超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于步骤B中钢锭退火条件为：加热至1220℃保温2h；热轧的条件为：将退火保温后的钢锭空冷至1150℃开轧，终轧温度为880℃，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯。

5.根据权利要求3所述的超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于步骤A中浇注成钢锭后还包括进行真空自耗精炼的步骤。

6.根据权利要求3所述的超高强度超细晶铁素体/纳米贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于步骤E在270~285℃的盐浴炉中等温1.5h。