CN116083798B - 基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢及其制备方法。所述制备方法包括珠光体化‑快速奥氏体化‑贝氏体化的过程，最终可获得由纳米尺度的贫Mn贝氏体铁素体板条和富Mn残余奥氏体片层相互交叠组成的组织。本发明的制备方法大幅缩短了超细贝氏体转变的时间，同时避免了中低碳贝氏体转变过程中的组织粗化，使产品获得了良好的强塑性匹配。本发明的制备方法成本低廉，获得的产品焊接性能和力学性能优异。
Description
技术领域
本发明涉及钢材料的技术领域，具体涉及贝氏体钢材料的技术领域。
背景技术
贝氏体组织是奥氏体的中温转变产物，根据形貌可以分为：上贝氏体、下贝氏体、无碳化物贝氏体与粒状贝氏体等。其中无碳化物贝氏体，具有较高强度与优良塑韧性的组合，在钢铁材料研发与应用中备受重视。无碳化物贝氏体主要由贝氏体铁素体板条、板条间的膜状残余奥氏体以及少量的块状残余奥氏体组成，其中细小的贝氏体铁素体板条可以提供高强度，富碳膜状残余奥氏体可以提供良好的塑韧性。基于无碳化物贝氏体钢，研究人员成功开发出具有纳米尺度的片状贝氏体铁素体板条和薄膜状残留奥氏体相互层叠的超细贝氏体组织，进一步地提高了力学性能。
但现有技术中，超细贝氏体钢尚无法进行大规模生产和应用，主要基于两方面的技术问题：一方面，现有工艺中，超细贝氏体钢的等温转变所需时间太长，有的长达数周；另一方面，现有超细贝氏体钢较高的碳含量导致其在焊接过程中易出现冷裂纹、生成硬脆马氏体及析出碳化物，导致焊接性能差。
为解决上述问题，部分现有技术如CN102112644A对工艺和合金成分进行了改进，如向原料中加入Co等贵重合金元素，增加奥氏体转变为贝氏体铁素体的相变驱动力，缩短制备超细贝氏体钢所需的时间，但该方法提高了生产成本，同时提高了成分体系的复杂性，提高了冶炼难度。另外如CN103862148A通过在过冷奥氏体转变为超细贝氏体钢的过程中，对奥氏体晶粒进行细化，增加超细贝氏体钢形核的方式，提高贝氏体转变速度，但该方法过程复杂，实际加速效果有限。另外如CN103468906A通过低温轧制，再进行低温保温的方式，增加奥氏体中的位错等缺陷，从而提高贝氏体转变速度，但该方法需要准确控制预应变量和预应变温度，否则不恰当的工艺参数会影响加速效果，甚至会阻碍相变，同时该方法需要的预应变工艺复杂，并不利于工业化，还会造成产品韧性的下降，也很难应用于结构形状复杂的工件。另外如CN109295389A将过冷奥氏体淬火至马氏体转变起始温度以下，先得到少量的马氏体，再转移至贝氏体转变温度区间的方式，加速贝氏体的等温转变，但该方法也需要工艺复杂的预相变，不利于工业化，并且引入硬脆相马氏体，会在变形过程中为裂纹的萌生与扩展提供优先路径，造成材料的塑韧性下降。另外如为了克服冷裂纹、硬脆马氏体及碳化物的生成，直接降低贝氏体钢成分中的碳含量，但该方法易导致贝氏体铁素体聚结粗化为块状，损害材料韧性。因此，如何在低碳、低合金的成分体系中，简易、快速地制备超细贝氏体组织，获得优异的力学性能仍是亟需解决的问题。
发明内容
本发明的目的在于提出一种具有良好力学性能和焊接性能的非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢，并提出其采用珠光体为前驱体结合快速奥氏体化实现大幅缩短贝氏体转变时间的制备方法，适合大规模工业化生产。
本发明首先公开了如下的技术方案：
基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢，其由纳米尺度的贫锰贝氏体铁素板条和富锰残余奥氏体片层相互交叠组成。
以上方案中，所述贫锰是指锰元素含量低于钢材整体平均锰元素含量的状态，富锰是指锰元素含量高于钢材整体平均锰元素含量的状态。
根据一些具体实施方式，所述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢包括以下成分：C：0.1～0.5wt.％，Mn：2.0～8.0wt.％，Si：0.5～3wt.％和Fe。
根据一些具体实施方式，所述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢包括还包括以下成分中的一种或多种：Ni：0～3wt.％，Al：0～1.5wt.％，Cr：0～1.5wt.％，V：0～0.5wt.％，Mo：0～1.0wt.％，Nb：0～0.5wt.％。
本发明进一步公开了上述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢的制备方法，其包括：
(1)将熔炼后的基础钢材加热至奥氏体单相区并保温，然后冷却至珠光体转变温度区间并保温，进行珠光体化处理；
(2)将完成所述珠光体化处理的钢材以≥3℃/s的速率快速加热至奥氏体单相区并保温，进行快速奥氏体化处理；
(3)将完成所述奥氏体化处理的钢材从奥氏体单相区冷却至贝氏体转变温度区间并保温，进行贝氏体转变，最后淬火至室温，得到所述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢；
其中，所述基础钢材为含有所述熔炼成分而未经热处理的钢材。
根据一些具体实施方式，所述奥氏体单相区的温度为700～1000℃，其保温时间为10～120min。
根据一些具体实施方式，所述珠光体转变温度区间为450～650℃，其保温时间为0.5～48h。
根据一些具体实施方式，所述奥氏体单相区的温度为700～1000℃，其保温时间为0～10min。
根据一些具体实施方式，所述贝氏体转变温度区间为150～450℃，其保温时间为0.5～24h。
根据一些具体实施方式，所述中低碳超细贝氏体钢的制备方法还包括：在步骤(1)前，对所述基础钢材进行均匀化处理；和/或，在步骤(1)前，对所述基础钢材进行轧制或锻造；和/或，在步骤(2)之前，对完成所述珠光体化处理的钢材进行轧制或锻造。
根据一些具体实施方式，所述中低碳超细贝氏体钢的制备方法具体包括：
(1)将熔炼好的基础钢材加热到1100～1300℃，保温30～50h进行均匀化处理；
(2)对完成均匀化处理的钢材进行恒温热轧，在900～1000℃压下率为70～90％，轧后空冷至室温；
(3)奥氏体化处理：将步骤(2)处理后的钢材升温到700～900℃保温5～15min，充分奥氏体化；
(4)珠光体化处理：将完成奥氏体化处理的钢材在550～630℃下保温4～24h，进行珠光体化，然后通过水淬火至室温；
(5)快速奥氏体化处理：将完成珠光体化处理的钢材以5～80℃/s的升温速率快速加热到750～800℃保温10～100s，进行快速奥氏体化处理；
(6)贝氏体化处理：将完成快速奥氏体化处理的钢材在250～350℃下保温1～15h，进行贝氏体化处理，然后通过水淬火至室温，得到所述非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢。
发明人意外地发现，本发明的制备方法通过所述珠光体化处理，可获得富锰渗碳体片层(4～25nm)与贫锰铁素体片层(30～150nm)交替堆叠的珠光体组织，通过所述快速奥氏体化处理，可获得原渗碳体片层处富锰、原铁素体片层处贫锰的成分不均匀的高温奥氏体组织，改变快速奥氏体化加热速率与保温时间，能够精细调控高温奥氏体中锰元素的不均匀程度，进一步地，通过所述贝氏体化处理，贝氏体板条优先在贫锰奥氏体片层区域生长；而富锰高温奥氏体片层因稳定性强，贝氏体转变缓慢，大部分能够稳定至室温形成膜状残余奥氏体，此外富锰高温奥氏体片层，能够阻碍贝氏体铁素体聚结粗化。由此可获得纳米尺度的贫锰贝氏体铁素体板条和富锰残余奥氏体片层相互交叠的微观组织。
本发明具备以下有益效果：
(1)本发明获得的基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢中碳含量仅为0.1～0.5wt.％，焊接性能优异，同时其他成分以价格低廉的Mn、Si等为主，不需贵重合金元素，成本低廉；
(2)本发明的制备方法可实现超细贝氏体钢的快速、低成本制备；
(3)本发明的制备方法可灵活调控超细贝氏体组织中块状残余奥氏体的比例；
(4)在本发明的一些优选方案中，珠光体因转变温度较高而形成速度快；成分不均匀的高温奥氏体可快速细化奥氏体晶粒；贝氏体在低Mn区域生长，降低了贝氏体形成的阻力，有效缩短了贝氏体转变所需时间，由此可得到制备周期短、性能优异的贝氏体钢。
附图说明
图1为本发明的热处理工艺和相转变示意图。
图2为实施例1步骤(6)贝氏体化处理后显微组织的扫描电镜(SEM)图。
图3为实施例1步骤(6)贝氏体化处理后显微组织的透射电镜(TEM)图。
图4为实施例1相同成分钢材，经过常规贝氏体化处理(800℃保温10min后，直接淬火至300℃保温12h)获得的显微组织SEM图。
图5为实施例1贝氏体化处理后样品的拉伸曲线。
图6为实施例2步骤(6)贝氏体化处理后显微组织的SEM图.
图7为实施例2相同成分钢材，经过常规贝氏体化处理(800℃保温10min后，直接淬火至400℃保温12h)获得的显微组织SEM图。
图8为实施例2贝氏体化处理后样品的拉伸曲线。
图9为实施例3步骤(6)贝氏体化处理后显微组织的SEM图。
具体实施方式
以下结合实施例和附图对本发明进行详细描述，但需要理解的是，所述实施例和附图仅用于对本发明进行示例性的描述，而并不能对本发明的保护范围构成任何限制。所有包含在本发明的发明宗旨范围内的合理的变换和组合均落入本发明的保护范围。
实施例1
一种基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢，其组成如下：C：0.42wt.％，Mn：3.71wt.％，Si：1.45wt.％，余量为Fe和不可避免的杂质。
制备步骤如下：
(1)将熔炼好的钢材加热到1200℃，保温36h进行均匀化处理；
(2)对完成均匀化处理的钢材进行恒温热轧，在980℃压下率为80％，轧后空冷至室温；
(3)奥氏体化处理：将步骤(2)处理后的钢材用箱式电阻炉升温到800℃保温10min，充分奥氏体化；
(4)珠光体化处理：将完成奥氏体化处理的钢材转移至590℃的盐浴炉中保温6h，进行珠光体化，然后通过水淬火至室温；
(5)快速奥氏体化处理：将完成珠光体化处理的钢材转移至770℃的盐浴炉中，以～70℃/s的升温速率快速加热到770℃保温40s，进行快速奥氏体化处理；
(6)贝氏体化处理：将完成快速奥氏体化处理的钢材迅速转移至另一个300℃的盐浴炉中保温12h，进行贝氏体化处理，然后通过水淬火至室温，得到中低碳超细贝氏体钢。
上述热处理过程的相转变情况如附图1所示。
经本实例处理得到的中低碳超细贝氏体钢的显微组织如图2所示，可以看出，其包含纳米尺度的灰色残余奥氏体片层和黑色的贝氏体铁素体板条相互堆叠的超细片层组织。进一步地，如附图3所示的透射电镜TEM图像显示，其贝氏体铁素体板条与残余奥氏体片层间Mn元素呈现非均质分布，其中贝氏体铁素体中贫Mn，残余奥氏体片层中富Mn。
与之对比的，使用与实施例1相同的组成的钢材进行常规贝氏体工艺处理(经过步骤(1)～(3)处理后，直接淬火至300℃保温12h)，得到的产品的显微组织后如附图4所示，可以看出，对比产品主要由灰色残余奥氏体短杆、黑色铁素体基体、块状残余奥氏体和新生马氏体组织组成，相比于图2所示的本实例的显微组织，其组织明显粗大，同时常规贝氏体工艺中由于转变速率缓慢，试样中仍然剩余大量奥氏体，在淬火过程中一部分奥氏体以块状奥氏体形式残留，另一部分转为新生马氏体。
将本实施例产品与对比产品进行力学性能对比测试，结果如附图5所示，可以看出，本实施例的超细贝氏体化处理后，样品的抗拉强度为1578MPa，总延伸率为22.3％；而常规贝氏体处理后，样品在相似的抗拉强度下，总延伸率仅为4.9％。由此可知，应用了本发明工艺后，能够制备出超细贝氏体组织，并大幅缩短贝氏体转变时间，在维持强度不变的情况下，大幅改善了塑性。
实施例2
一种基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢，其组成如下：C：0.39wt.％，Mn：3.69wt.％，Si：1.45wt.％，余量为Fe和不可避免的杂质。
具体的热处理步骤如下：
(1)将熔炼好的钢材加热到1200℃，保温36h进行均匀化处理；
(2)对完成均匀化处理的钢材进行恒温热轧，在980℃压下率为30％，在800℃压下率为50％，两个阶段总压下率为80％，轧后空冷至室温；
(3)奥氏体化处理：将完成步骤(2)的钢材用热膨胀仪以1℃/s加热速率升温到800℃保温10min，充分奥氏体化；
(4)珠光体化处理：将奥氏体化处理后的样品用热膨胀仪以10℃/s冷却速率降温至590℃保温6h，进行珠光体化，然后以80℃/s冷却速率淬火至室温；
(5)快速奥氏体化处理：将完成珠光体化处理的样品用热膨胀仪以5℃/s加热速率升温至770℃保温30s，进行快速奥氏体化处理；
(6)贝氏体化处理：将完成快速奥氏体化处理的样品用热膨胀仪以10℃/s冷却速率降温至400℃保温6h，进行贝氏体化处理，然后以80℃/s冷却速率淬火至室温。
经本实例处理得到的中低碳超细贝氏体钢的显微组织如图6所示，其包含纳米尺度的灰色残余奥氏体片层和黑色的铁素体片层相互堆叠的超细片层组织，以及少量的块状残余奥氏体。
以常规贝氏体工艺下(经过步骤(1)～(3)处理后，直接淬火至400℃保温12h)同成分钢材产品作为对比，对比产品的显微组织如图7所示，其主要由灰色残余奥氏体短杆、黑色铁素体基体、块状残余奥氏体和新生马氏体组织组成，相比图6所示的本实施例的显微组织，其组织明显粗大。可以看出，常规贝氏体工艺中由于转变速率缓慢，即使经过12h保温，试样中仍然剩余大量奥氏体，在淬火过程中一部分奥氏体以块状奥氏体形式残留，另一部分转为新生马氏体。
图8为本实施例产品与对比产品的力学性能对比，可以看出，本实施例的超细贝氏体化处理后，样品的抗拉强度为1112MPa，总延伸率为12.3％，而常规贝氏体化处理后，样品的抗拉强度仅为1024MPa，总延伸率仅为9.8％。由此可知，应用了本发明工艺后，能够制备出超细贝氏体组织，并大幅缩短贝氏体转变时间，同时明显提高了强度、塑性。
实施例3
一种基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢，其组成如下：C：0.42wt.％，Mn：3.84wt.％，Si：1.42wt.％，Mo：0.18wt.％，余量为Fe和不可避免的杂质。
其具体热处理步骤如下：
(1)将熔炼好的钢材加热到1200℃，保温48h进行均匀化处理；
(2)对完成均匀化处理的钢材进行恒温热轧，在800℃压下率为80％，轧后空冷至室温；
(3)奥氏体化处理：将完成步骤(2)的钢材用箱式电阻炉升温到820℃保温10min，充分奥氏体化；
(4)珠光体化处理：将完成奥氏体化处理的钢材转移至590℃的盐浴炉中保温24h，进行珠光体化，然后通过水淬火至室温；
(5)快速奥氏体化处理：将完成珠光体化处理的样品转移至790℃的盐浴炉中，以～80℃/s的升温速率快速加热到790℃保温40s，进行快速奥氏体化处理；
(6)贝氏体化处理：将完成快速奥氏体化处理的钢材迅速转移至300℃的盐浴炉中，均保温1h，进行贝氏体化处理，然后通过水淬火至室温。
经本实例处理得到的中低碳超细贝氏体钢的显微组织如图9所示，可以看出，其主要包含纳米尺度的灰色残余奥氏体片层和黑色的铁素体片层相互堆叠的超细片层组织，因保温仅为1h，含有部分块状残余奥氏体。
以上实施例仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例。凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应该指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下的改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (8)
1.基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢，其特征在于：其包括由纳米尺度的贫锰的贝氏体铁素体板条和富锰的残余奥氏体片层相互交叠形成的结构；并包括以下成分：C：0.1 ~ 0.5 wt.%，Mn：2.0 ~ 8.0 wt.%，Si：0.5 ~ 3 wt.%和余量的铁；并通过以下步骤制备得到：
（1）将熔炼后的基础钢材加热至奥氏体单相区并保温，然后冷却至珠光体转变温度区间并保温，进行珠光体化处理；
（2）将完成所述珠光体化处理的钢材以≥3℃/s的速率快速加热至奥氏体单相区并保温，进行快速奥氏体化处理；
（3）将完成所述奥氏体化处理的钢材从奥氏体单相区冷却至贝氏体转变温度区间并保温，进行贝氏体转变，最后淬火至室温，得到所述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢；
其中，所述基础钢材为含有所述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢的成分而未经热处理的钢材；
步骤（3）中，所述贝氏体转变温度区间为300~450℃，其保温时间为0.5~24h。
2.根据权利要求1所述的中低碳超细贝氏体钢，其特征在于，其还包括以下成分中的一种或多种：Ni：0 ~ 3 wt. %，Al：0 ~ 1.5 wt. %，Cr：0 ~ 1.5 wt. %，V：0 ~ 0.5 wt. %，Mo：0 ~ 1.0 wt. %，Nb：0 ~ 0.5 wt. %。
3.权利要求1或2所述的中低碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于：其包括：
（1）将熔炼后的基础钢材加热至奥氏体单相区并保温，然后冷却至珠光体转变温度区间并保温，进行珠光体化处理；
（2）将完成所述珠光体化处理的钢材以≥ 3 ℃/s的速率快速加热至奥氏体单相区并保温，进行快速奥氏体化处理；
（3）将完成所述奥氏体化处理的钢材从奥氏体单相区冷却至贝氏体转变温度区间并保温，进行贝氏体转变，最后淬火至室温，得到所述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢；
其中，所述基础钢材为含有所述基于非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢的成分而未经热处理的钢材；
步骤（3）中，所述贝氏体转变温度区间为300~450℃，其保温时间为0.5~24h。
4.根据权利要求3所述的中低碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于：步骤（1）中所述奥氏体单相区的温度为700~1000℃，其保温时间为10~120min。
5.根据权利要求3所述的中低碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于：所述珠光体转变温度区间为450~650℃，其保温时间为0.5~48h。
6.根据权利要求3所述的中低碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于：步骤（2）中所述奥氏体单相区的温度为700~1000℃，其保温时间为0~10min。
7.根据权利要求3所述的中低碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于：其还包括：在步骤（1）前，对所述基础钢材进行均匀化处理；和/或，在步骤（1）前，对所述基础钢材进行轧制或锻造；和/或，在步骤（2）之前，对完成所述珠光体化处理的钢材进行轧制或锻造。
8.根据权利要求3所述的中低碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于：其具体包括：
（1）将熔炼好的基础钢材加热到1100~1300℃，保温30~50 h进行均匀化处理；
（2）对完成均匀化处理的钢材进行恒温热轧，在900~1000℃压下率为70~90 %，轧后空冷至室温；
（3）奥氏体化处理：将步骤（2）处理后的钢材升温到700~900℃保温5~15 min，充分奥氏体化；
（4）珠光体化处理：将完成奥氏体化处理的钢材在550~630℃下保温4~24h，进行珠光体化，然后通过水淬火至室温；
（5）快速奥氏体化处理：将完成珠光体化处理的钢材以5~80℃/s的升温速率快速加热到750~800℃保温10~100s，进行快速奥氏体化处理；
（6）贝氏体化处理：将完成快速奥氏体化处理的钢材在300~350℃下保温1~15h，进行贝氏体化处理，然后通过水淬火至室温，得到所述非均质锰分布的中低碳超细贝氏体钢。
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