CN112251679B - 一种双相高强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种双相高强钢及其制备方法，该双相高强钢包括0.2～0.5wt％的C、4.0～7.0wt％的Mn，其余为Fe，所述双相高强钢的金相组织是由15～35％的奥氏体与65～85％的马氏体片层交替组成的类珠光体片层状组织，其制备方法包括以下步骤：(1)熔炼制备铸锭；(2)对铸锭均匀化处理；(3)将均匀化处理后的铸锭进行锻造，得到锻件；(4)对锻件进行热轧得到热轧板；(5)珠光体转变处理；(6)奥氏体逆转变处理；(7)回火处理。该双相高强钢是基于珠光体组织进行热处理，以珠光体为起始组织，使其进行奥氏体逆转变，制备出由亚稳奥氏体和高强度马氏体片层交替组成的纳米片层状结构，能够在发挥马氏体高强度的同时，由亚稳奥氏体来改善合金的塑性。

Description

一种双相高强钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种高强钢及其制备方法，更具体地，涉及一种双相高强钢及其制备方法。
背景技术
第三代先进高强钢的合金成分简单、结构轻量并更加注重通过精细的工艺控制与组织调控获得高强高韧的力学性能，目前对第三代先进高强度钢AHSS的热处理工艺主要包括淬火配分(Q&P)钢、中锰TRIP钢和纳米贝氏体钢等钢种，这几种热处理工艺的共同点是首先在奥氏体相区做固溶处理，在后续的冷却或热处理过程中进行巧妙的工艺设计以达到所需的微观组织和奥氏体稳定性。而根据工艺设计的不同，可大致分为两大类：低温工艺和高温工艺。Q&P钢和纳米贝氏体钢可归类为低温工艺。对于Q&P钢而言，通过在淬火后增加C配分工艺，使得C元素在奥氏体中聚集，提高了奥氏体的稳定性，增加了最终淬火组织残余奥氏体含量。虽然此工艺可以提高钢的性能，但是配分过程中要十分注意碳化物的析出，由于其与C的配分是竞争关系。低温热处理的一大优点是可以保留组织的精细程度，因此可获得较高的强度；但限制因素是对替换类型原子的利用率不高，因此对于纳米贝氏体来说，低温热处理也需要较长的时间。中锰TRIP钢的临界退火可归类为高温工艺。当在高温下热处理时，可同时利用C和Mn元素来控制奥氏体的稳定性。但是在高温热处理过程中，牺牲了组织的精细程度，不可避免地发生粗化，导致一部分强度的损失。同时，中锰TRIP钢的力学性能对临界退火温度非常敏感，因此对退火的工艺控制要求很高。综上，若要获得高强度高韧的钢种，既需要精细的组织来提供高强度，也需要一定体积分数和分散程度的亚稳奥氏体来提供韧性。而若从奥氏体化后的单一组织出发，不论用低温工艺还是高温工艺，两个条件中会有一者产生一定程度的损失。
发明内容
发明目的：本发明的目的是提供一种具有高强度和优异的塑性的双相高强钢，本发明的另一目的是提供该双相高强钢的制备方法。
技术方案：本发明所述的双相高强钢，包括0.2～0.5wt％的C、4.0～7.0wt％的Mn，其余为Fe，所述双相高强钢的金相组织是由15～35％的奥氏体与65～85％的马氏体片层交替组成的类珠光体片层状组织。
本发明所述的双相高强钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将纯度大于99.99％的粒状或块状原料Fe、C、Mn按比例配料并置于熔炼炉中进行熔炼，获得铸锭；
(2)对铸锭均匀化处理；
(3)将均匀化处理后的铸锭进行锻造，得到锻件；
(4)对锻件进行热轧得到热轧板；
(5)珠光体转变处理：从热轧板中间取样，在惰性气体中对试样进行850～900℃奥氏体化处理，保温10～60min后，随炉冷却至500～580℃，并保温5～24h，随炉冷却或空冷至室温，得到珠光体转变处理后的试样；
(6)奥氏体逆转变处理：将经过珠光体转变处理后的试样，放入730～800℃盐浴炉中，保温30s～120s，空冷至室温；
(7)回火处理：将试样进行回火，空冷至室温，即得到目标双相高强钢。
其中，步骤1中熔炼炉为真空熔炼炉，熔炼温度为1900～2200℃，步骤2中利用真空热处理炉对铸锭进行均匀化处理，处理温度为1000～1150℃，时间24～36h，步骤3中终锻温度大于900℃，步骤4中经过5～8个轧制道次得到将按18～20mm的热轧板，终轧温度大于900℃，轧后空冷至室温，步骤5中再充满氩气的管式炉中对试样进行奥氏体化处理，步骤7中将试样置于200～250℃油浴炉中保温30～120min进行回火或置于250～400℃盐浴炉中保温0.5～1h进行回火
合成机理：在多元合金中，珠光体的长大伴随置换型合金元素的配分，如Mn元素同C元素一样易在渗碳体中富集，因此在Fe-C-Mn珠光体中存在Mn元素的强烈偏聚，由于Mn是钢中的奥氏体稳定元素，因此富Mn渗碳体在经过奥氏体逆转变处理后的冷却过程中，可使奥氏体保留至室温；而贫Mn的铁素体相在经过奥氏体逆转变处理后的冷却过程中，由于Mn元素的不足而转变为马氏体。本发明主要是通过钢铁材料的固态相变来调控微观组织，基于钢铁材料中精细的珠光体片层组织，利用珠光体的渗碳体片层中C和Mn元素的天然偏聚，采用奥氏体逆转变的方法，获得由奥氏体和马氏体片层组成的双相先进高强钢。
有益效果：本发明与现有技术相比，其显著优点是：本发明基于珠光体组织进行热处理，以珠光体为起始组织，使其进行奥氏体逆转变，制备出由亚稳奥氏体和高强度马氏体片层交替组成的纳米片层状结构，能够在发挥马氏体高强度的同时，由亚稳奥氏体来改善合金的塑性。奥氏体逆转变过程耗时短，仅需30秒至2分钟，且后续回火时间短，因此能耗低。由该方法制备出的组织抗拉强度可达到1400-2000MPa，同时延伸率为17-20％，具有较好的强塑积，满足第三代先进高强钢对强塑性能的要求。
附图说明
图1是本发明制备工艺流程图；
图2是实施例1的金相结构；
图3是实施例1的拉伸曲线。
具体实施方式
实施例1
(1)称取C颗粒80g、Mn锭940g、Fe锭19.98kg，放入真空感应炉中熔炼，获得～20kg铸锭；
(2)在真空热处理炉对铸锭进行1150℃保温24h的均匀化处理；
(3)将均匀化处理后的铸锭在1200℃保温1h后，进行锻造，锻坯规格60mm厚×70mm宽×L，终锻温度1000℃；
(4)锻件经1200℃保温1h出炉后，上下表面完全去掉氧化皮，轧制道次按60mm-48mm-36mm-28mm-22mm-20mm，终轧温度1000℃，轧后空冷至室温，得到热轧板；
(5)珠光体转变处理：从热轧板中间取样，在充满工业氩气氛围的管式炉中对试样进行850℃奥氏体化处理，保温30min后，随炉冷却至575℃后，保温7h，空冷至室温；
(6)奥氏体逆转变处理：将经过珠光体转变处理后的试样放入730℃盐浴炉中，保温2min，空冷至室温；
(7)回火处理：将试样置于300℃盐浴炉中保温30min，空冷至室温，即得目标双相高强钢，其中C为0.4wt％、Mn4.7 wt％，其余为Fe，该双相高强钢为中碳中锰先进高强钢。
实施例2工艺如图1所示，对热轧板进行珠光体转变，得到包含铁素体F和渗碳体CEM的珠光体P，然后Mn元素同C元素一样易在渗碳体CEM中富集，因此在Fe-C-Mn珠光体P中存在Mn元素的强烈偏聚，由于Mn是钢中的奥氏体A稳定元素，因此富Mn渗碳体CEM在经过奥氏体逆转变处理后的冷却过程中，可使奥氏体A保留至室温；而贫Mn的铁素体F相在经过奥氏体逆转变处理后的冷却过程中，由于Mn元素的不足而转变为马氏体M，即得到包含马氏体M和奥氏体A的伪珠光体P’，然后进行回火，马氏体M转变为回火马氏体M’。采用日本电子JEOLF FEG扫描电镜进行显微组织表征，工作电压为10kV。图3为该样品的拉伸曲线，由图可知，抗拉强度达到约1800MPa，总延伸率达到约17％。从图1可以看出金相组织是由马氏体与奥氏体片层交替组成的类珠光体片层状组织，其中奥氏体的体积分数约为20％。
(1)称取C颗粒40g、Mn锭1kg、Fe锭19.96kg，放入真空感应炉中熔炼，获得～20kg铸锭；
(2)在真空热处理炉对铸锭进行1150℃保温24h的均匀化处理；
(3)将均匀化处理后的铸锭在1200℃保温1h后，进行锻造，锻坯规格60mm厚×70mm宽×L，终锻温度1000℃；
(4)锻件经1200℃保温1h出炉后，上下表面完全去掉氧化皮，轧制道次按60mm-48mm-36mm-28mm-22mm-20mm，终轧温度1000℃，轧后空冷至室温，得到热轧板；
(5)珠光体转变处理：从热轧板中间取样，在充满工业氩气氛围的管式炉中对试样进行900℃奥氏体化处理，保温10min后，随炉冷却至500℃后，保温24h，空冷至室温；
(6)奥氏体逆转变处理：将经过珠光体转变处理后的试样放入770℃盐浴炉中，保温30s，空冷至室温；
(7)回火处理：将试样置于200℃油浴炉中保温30min，空冷至室温，即得目标双相高强钢，其中C为0.2wt％、Mn5 wt％，其余为Fe，该双相高强钢为低碳中锰先进高强钢。
金相组织是由马氏体与奥氏体片层交替组成的类珠光体片层状组织，其中奥氏体的体积分数约为10％。
实施例3
(1)称取C颗粒40g、Mn锭1.4kg、Fe锭18.56kg，放入真空感应炉中熔炼，获得～20kg铸锭；
(2)在真空热处理炉对铸锭进行1150℃保温24h的均匀化处理；
(3)将均匀化处理后的铸锭在1200℃保温1h后，进行锻造，锻坯规格60mm厚×70mm宽×L，终锻温度1000℃；
(4)锻件经1200℃保温1h出炉后，上下表面完全去掉氧化皮，轧制道次按60mm-48mm-36mm-28mm-22mm-20mm，终轧温度1000℃，轧后空冷至室温，得到热轧板；
(5)珠光体转变处理：从热轧板中间取样，在充满工业氩气氛围的管式炉中对试样进行850℃奥氏体化处理，保温30min后，随炉冷却至520℃后，保温22h，空冷至室温；
(6)奥氏体逆转变处理：将经过珠光体转变处理后的试样放入730℃盐浴炉中，保温30s，空冷至室温；
(7)回火处理：将试样置于200℃油浴炉中保温30min，空冷至室温，即得目标双相高强钢，其中C为0.2wt％、Mn7 wt％，其余为Fe，该双相高强钢为低碳中锰先进高强钢。
金相组织是由马氏体与奥氏体片层交替组成的类珠光体片层状组织，其中奥氏体体积分数约为20％。

Claims (7)

1.一种双相高强钢，其特征在于，由以下化学成分组成: 0.2～0.5wt％的C、4.0～7.0wt％的Mn，其余为Fe，所述双相高强钢的金相组织是由15～35％的奥氏体与65～85％的马氏体片层交替组成的类珠光体片层状组织；所述双相高强钢组织抗拉强度可达到1400-2000MPa，同时延伸率为17-20％；所述双相高强钢由以下步骤制得：
(1)将纯度大于99.99％的粒状或块状原料Fe、C、Mn按比例配料并置于熔炼炉中进行熔炼，获得铸锭；
(2)对铸锭均匀化处理；
(3)将均匀化处理后的铸锭进行锻造，得到锻件；
(4)对锻件进行热轧得到热轧板；
(5)珠光体转变处理：从热轧板中间取样，在惰性气体中对试样进行850～900℃奥氏体化处理，保温10～60min后，随炉冷却至500～580℃，并保温5～24h，随炉冷却或空冷至室温，得到珠光体转变处理后的试样；
(6)奥氏体逆转变处理：将经过珠光体转变处理后的试样，放入730～800℃盐浴炉中，保温30s～120s，空冷至室温；
(7)回火处理：将试样进行回火，空冷至室温，即得到目标双相高强钢。
2.根据权利要求1所述的双相高强钢，其特征在于，所述步骤（1）中熔炼炉为真空熔炼炉，熔炼温度为1900～2200℃。
3.根据权利要求1所述的双相高强钢，其特征在于，所述步骤（2）中利用真空热处理炉对铸锭进行均匀化处理，处理温度为1000～1150℃，时间24～36h。
4.根据权利要求1所述的双相高强钢，其特征在于，所述步骤（3）中终锻温度大于900℃。
5.根据权利要求1所述的双相高强钢，其特征在于，所述步骤（4）中经过5～8个轧制道次得到将按18～20mm的热轧板，终轧温度大于900℃，轧后空冷至室温。
6.根据权利要求1所述的双相高强钢，其特征在于，所述步骤（5）中在充满氩气的管式炉中对试样进行奥氏体化处理。
7.根据权利要求1所述的双相高强钢，其特征在于，所述步骤（7）中将试样置于200～250℃油浴炉中保温30～120min进行回火或置于250～400℃盐浴炉中保温0.5～1h进行回火。
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