本發(fā)明屬于金屬材料加工技術(shù)領(lǐng)域，介紹了一種耐疲勞高強(qiáng)鋼，通過調(diào)整熱處理工藝配置鋼中鐵素體、貝氏體及殘余奧氏體組織狀態(tài)獲得了良好的綜合力學(xué)性能，該合金鋼抗拉強(qiáng)度達(dá)到了1100MPa以上，強(qiáng)塑積超過30GPa·％，疲勞極限超過850MPa，其加工制備工藝簡單，并且具有廣泛的用途。

背景技術(shù)：

先進(jìn)高強(qiáng)鋼以其較高的強(qiáng)度(500～1500MPa)和良好的塑性性能(斷后伸長率可達(dá)30％以上)成為當(dāng)下鋼鐵材料研究和發(fā)展的重點(diǎn)，在汽車、機(jī)械、航空等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛。材料強(qiáng)韌性能的提高能夠在保證結(jié)構(gòu)部件安全使用的情況下大幅減少材料用量，從而減少資源、能源消耗，達(dá)到節(jié)能減排和可持續(xù)發(fā)展的目的。在追求材料強(qiáng)韌性能的情況下，材料的疲勞可靠性也是衡量材料性能水平的重要指標(biāo)，因?yàn)楦邚?qiáng)度合金構(gòu)件失效中疲勞失效占50％～90％，失效原因主要為循環(huán)周期載荷作用下引起材料疲勞裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，進(jìn)而引起結(jié)構(gòu)件的斷裂。疲勞失效過程大致經(jīng)歷著四個(gè)時(shí)期，即疲勞成核期、微觀裂紋增長期、宏觀裂紋擴(kuò)展期及最后斷裂期，提高材料的疲勞極限能夠有效地防止疲勞裂紋的產(chǎn)生?，F(xiàn)代機(jī)械零部件對材料的高承載、輕重量、低成本、長壽命、高可靠性等都有著很高的要求，因此設(shè)計(jì)和開發(fā)具有低合金、低密度、高強(qiáng)度、抗疲勞的高性能材料很有必要。

中國專利申請CN200710115848.9介紹了一種疲勞極限為529MPa的高強(qiáng)度耐疲勞鋼材的加工制備方法，該材料合金系統(tǒng)中添加了Nb、Ti微合金元素來改善材料的組織，合金中C含量控制在0.07～0.13％，導(dǎo)致該材料的抗拉強(qiáng)度相對較低，510～585MPa，屈服強(qiáng)度410～500MPa，各項(xiàng)性能指標(biāo)均低于本發(fā)明中的微納米組織耐疲勞高強(qiáng)鋼。

中國專利申請CN200880019894.1介紹了一種彎曲加工性和耐疲勞強(qiáng)度優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，材料合金系統(tǒng)以C、Si、Mn三種元素為主，同時(shí)添加微量Nb、Ti、Cr、Mo中的一種或多種元素，其顯微組織由多邊形鐵素體和低溫相變組織構(gòu)成，材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)到780MPa級別，平面彎曲疲勞試驗(yàn)中疲勞限度比大致 為0.45以上，相比之下本發(fā)明中添加的微合金元素為V，具有更低的成本，同時(shí)本發(fā)明中材料的疲勞強(qiáng)度達(dá)到850MPa以上，疲勞限度比達(dá)0.77，具有更優(yōu)異的抗疲勞性能。

中國專利申請CN201210496528.3介紹了一種高強(qiáng)度耐疲勞鋼材的制作方法，制作采用射鍛工藝對鋼材進(jìn)行表面處理，改善鋼材表面組織狀態(tài)，達(dá)到增強(qiáng)材料表面強(qiáng)度和耐疲勞性能的目的，這種方法在射彈丸機(jī)設(shè)備研發(fā)上需投入大量資金，同時(shí)如何保證鋼板表面組織均勻以及控制板型和厚度都是制約該工藝發(fā)展的關(guān)鍵所在。

中國專利申請CN201310715236.9介紹了一種高強(qiáng)度耐疲勞鋼管材料及其制備方法，材料合金系統(tǒng)在C、Si、Mn的基礎(chǔ)上還添加了Cr、Mo、V、Nb、Ti，材料合金系統(tǒng)復(fù)雜增大了冶煉難度，穿孔軋管及其熱處理工藝相對復(fù)雜，總的在爐時(shí)間超過30h，導(dǎo)致能源消耗上升，生產(chǎn)效率降低，增加了生產(chǎn)成本和企業(yè)負(fù)擔(dān)，而本發(fā)明的制備工藝在工業(yè)生產(chǎn)中能夠很好地實(shí)施，加工制備簡單，有利于推廣和發(fā)展，并取得可觀的經(jīng)濟(jì)效益。

在高強(qiáng)度合金鋼中，材料的強(qiáng)韌性和耐疲勞性能不僅取決于合金系統(tǒng)，同時(shí)還取決于顯微組織中的組織相、析出相的種類、結(jié)構(gòu)與分布情況。不同相都有其獨(dú)特的物理化學(xué)性能，通常情況下單一組織很難使材料同時(shí)具備高強(qiáng)韌性、高塑性、抗疲勞等良好綜合力學(xué)性能，在材料設(shè)計(jì)上更多的采用多相共存的組織狀態(tài)，不同的相結(jié)構(gòu)之間相互協(xié)調(diào)，從不同方面促進(jìn)和提升材料的綜合性能。通過合理的成分設(shè)計(jì)與工藝控制可以獲得具有微納米結(jié)構(gòu)與組織的材料，本發(fā)明中材料的室溫組織以貝氏體、鐵素體、殘余奧氏體多相構(gòu)成，其中各相的體積分?jǐn)?shù)為貝氏體45％～55％、鐵素體35％～45％、殘余奧氏體10％～15％，并且在鐵素體與貝氏體組織中均分布著大量彌散析出相V(C，N)和Ti(C，N)。從組織結(jié)構(gòu)上看材料的晶粒尺寸得到很好細(xì)化，貝氏體組織呈塊狀分布于等軸鐵素體晶界周圍，奧氏體則多以塊狀或薄膜狀分布于晶界及板條之間的位置，各組織平均晶粒尺寸為2μm且分布均勻，納米級析出相的存在進(jìn)一步促進(jìn)相變過程中晶粒的細(xì)化，且能在一定程度上提高材料的強(qiáng)度。在承受疲勞載荷的作用下，不同的組織相之間相互協(xié)調(diào)配合，貝氏體組織具有較高的的強(qiáng)度和韌性，能夠阻礙疲勞裂紋的產(chǎn)生與擴(kuò)展；殘余奧氏體則會(huì)在應(yīng)變作用下產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)并轉(zhuǎn)變成為馬氏體組 織，提高了材料的變形抗力；鐵素體組織塑性更好但強(qiáng)度較低，是疲勞裂紋擴(kuò)展的主要通路，降低了材料發(fā)生脆性斷裂的傾向；彌散析出相能夠阻礙變形時(shí)組織內(nèi)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高了材料的強(qiáng)度和抗疲勞性能。各種因素的綜合作用最終大大提高了材料的綜合力學(xué)性能，其屈服強(qiáng)度超過750MPa，抗拉強(qiáng)度超過1100MPa，總伸長率超過30％，強(qiáng)塑積超過30GPa·％，疲勞極限超過850MPa。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

針對合金鋼鐵材料疲勞性能的要求，本發(fā)明提供了一種具有納米析出相超細(xì)晶組織的耐疲勞高強(qiáng)鋼，材料具有超細(xì)均勻的晶粒組織以及平均尺寸低于50nm以下的析出相結(jié)構(gòu)，貝氏體、鐵素體、殘余奧氏體以及析出相相互協(xié)調(diào)作用，具有良好的綜合機(jī)械性能，材料的耐久性得到大大的提高，能夠廣泛適用于航空、汽車、機(jī)械制造業(yè)等。

本發(fā)明的技術(shù)方案如下：

一種具有納米析出相的耐疲勞高強(qiáng)鋼，其化學(xué)成分重量百分比為：C：0.05～0.30％、Si：0.35～1.05％、Mn：1.50～2.50％、V：0.15～0.30％、Ti：0.05～0.10％、余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。C、Si、Mn為鋼鐵合金的基本成分，這三種元素均能保證室溫下獲得穩(wěn)定的殘余奧氏體組織，適量的C同時(shí)還保證了合金的強(qiáng)度，添加V和Ti起到細(xì)化晶粒和提高強(qiáng)度的作用，其中原子質(zhì)量百分?jǐn)?shù)比V:Ti＝3:1～6:1。

如上所述一種具有納米析出相的耐疲勞高強(qiáng)鋼制備方法，其特征在于，包括以下步驟：，具體包括以下步驟：

步驟1：按照所設(shè)計(jì)的合金系統(tǒng)，進(jìn)行冶煉、連鑄，得到熱軋板，再進(jìn)行酸洗、冷軋，冷軋壓下率為40％～60％，冷軋薄板厚度控制在1～2mm；

步驟2：將步驟1制備得到冷軋薄板在連續(xù)退火爐內(nèi)進(jìn)行熱處理，首先加熱到800～880℃±20℃溫度范圍內(nèi)，保溫3～6min，該階段碳化物在基體中溶解擴(kuò)散并達(dá)到均勻，獲得具有一定比例鐵素體與奧氏體的組織狀態(tài)，奧氏體體積分?jǐn)?shù)占比為60％～80％；

步驟3：將步驟2處理后的鋼板以40～100℃/s的冷速冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域的350～450℃溫度，保溫10～30min，在這一階段大部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，另外還有部分殘余奧氏體，此外析出相也在冷卻、保溫過程中形成并均勻分 布于基體中；

步驟4：將步驟3處理后的鋼板以20～40℃/s的冷速冷卻至室溫，即得到具有超細(xì)晶組織的耐疲勞高強(qiáng)鋼。

進(jìn)一步的步驟3所述的貝氏體區(qū)轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域范圍在350～450℃之間，基體組織主要是由平均晶粒尺寸低于2μm的貝氏體和小于5μm的鐵素體構(gòu)成，析出相的尺寸要求控制在70nm以下。

進(jìn)一步的所述鐵素體組織形態(tài)為等軸狀，小于2μm的粒狀貝氏體均勻分布于鐵素體晶界周圍，貝氏體和鐵素體占整體組織體積百分?jǐn)?shù)分別為：貝氏體45％～55％、鐵素體35％～45％。

進(jìn)一步的所述的鐵素體晶界以及貝氏體板條之間分布有塊狀或薄膜狀殘余奧氏體組織，其含量占整體組織體積百分?jǐn)?shù)為10％～15％。

進(jìn)一步的高強(qiáng)鋼的組織內(nèi)部存在大量彌散分布的納米級V(C，N)、Ti(C，N)析出相，析出相顆粒平均尺寸為50nm以下，呈球狀形態(tài)均勻分布于鐵素體基體和貝氏體組織內(nèi)。

圖1和圖2所示分別為該材料在SEM以及EBSD顯微表征技術(shù)下的組織狀態(tài)，鐵素體晶粒大多呈等軸狀，鐵素體晶界周圍環(huán)繞著塊狀的貝氏體組織，殘余奧氏體主要以薄膜狀或塊狀分布于貝氏體和鐵素體晶界之間，也有少量奧氏體分布在鐵素體晶粒內(nèi)部以及貝氏體板條之間，各種組織的平均晶粒尺寸均低于5μm。為了獲得這種組織，須首先將材料加熱到兩相區(qū)保溫以獲得一定配比的鐵素體和奧氏體，然后快速冷卻至貝氏體區(qū)保溫，使得奧氏體轉(zhuǎn)變成為貝氏體組織，少量未轉(zhuǎn)變的奧氏體則會(huì)由于碳的富集從而能夠在室溫下穩(wěn)定存在。此外加熱保溫階段發(fā)生碳化物的溶解，合金元素通過擴(kuò)散均勻分布于基體組織中，在隨后快冷保溫階段大量析出形成彌散分布的第二相粒子，能夠阻礙晶界運(yùn)動(dòng)，使得晶粒細(xì)化同時(shí)提高材料的強(qiáng)度。

本發(fā)明材料高周疲勞循環(huán)實(shí)驗(yàn)裂紋形貌如圖3所示，裂紋源在材料表面缺陷附近萌生，裂紋擴(kuò)展主要是在鐵素體晶內(nèi)穿行前進(jìn)，遇到貝氏體組織時(shí)則會(huì)受到很大的阻力而使得擴(kuò)展速率減慢，裂紋尖端難以穿透貝氏體組織而是選擇繞行進(jìn)入鐵素體晶內(nèi)繼續(xù)前進(jìn)，由于晶粒細(xì)化以及貝氏體的高強(qiáng)韌性，裂紋在擴(kuò)展過程中受到的阻力很大需不斷改變方向，大大降低了疲勞裂紋的危害。晶間殘余奧氏 體在應(yīng)力作用下誘發(fā)馬氏體相變的過程能夠吸收部分的能量沖擊，馬氏體相的形成同時(shí)還能提高形變區(qū)域的變形抗力，阻礙裂紋的擴(kuò)展。

本發(fā)明中納米析出相的形貌如圖4所示，析出相主要種類為V、Ti的碳氮化物，形態(tài)以球狀和橢球狀為主，平均尺寸低于50nm。V、Ti微合金元素和鋼中游離的C和N形成第二相粒子，彌散分布的析出相一方面能夠阻礙晶界運(yùn)動(dòng)從而細(xì)化晶粒，另一方面能夠在變形過程中對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生釘扎提高變形抗力。

本發(fā)明材料性能測試的結(jié)果顯示材料的抗拉強(qiáng)度≥1100MPa，強(qiáng)塑積≥30GPa·％，具有高強(qiáng)塑積性能的材料在汽車制造業(yè)應(yīng)用廣泛，良好的塑性和超高的強(qiáng)度保證了材料的成型加工性能和安全性能，為滿足汽車輕量化設(shè)計(jì)提供了可選之材，本發(fā)明合金鋼的疲勞極限超過了850MPa，大大提高了零部件的耐久性能和使用壽命。

附圖說明

圖1為本發(fā)明實(shí)施例中的高強(qiáng)鋼的掃描組織圖像；

圖2為本發(fā)明實(shí)施例中的高強(qiáng)鋼的EBSD組織圖像；

圖3為本發(fā)明實(shí)施例中的高強(qiáng)鋼的高周疲勞裂紋圖像；

圖4為本發(fā)明實(shí)施例中的高強(qiáng)鋼的析出相透射電鏡與衍射斑圖像；

具體實(shí)施方式

實(shí)施例1：

首先按照上述成分范圍進(jìn)行冶煉、連鑄，然后檢測鑄坯的成分，見表1。

表1鑄坯的成分(wt.％)

具體熱處理工藝參數(shù)見表2。

表2熱處理工藝參數(shù)

按照表1和表2制得的高強(qiáng)汽車用鋼的力學(xué)性能見表3。

表3力學(xué)性能

按照表1和表2制備得到的高強(qiáng)汽車用鋼通過XRD測得殘奧體積分?jǐn)?shù)，同時(shí)計(jì)算其他各相體積分?jǐn)?shù)，結(jié)果見表4。

表4不同組織含量

從表3可以看出各個(gè)力學(xué)性能均達(dá)到所要求的性能指標(biāo)，屈服強(qiáng)度為687MPa，抗拉強(qiáng)度為1107MPa，伸長率為30％，強(qiáng)塑積33.2GPa·％，疲勞極限達(dá)到858MPa。掃描照片如圖1所示，EBSD照片如圖2所示，組織為貝氏體+鐵素體+殘余奧氏體，貝氏體分別占總體積的51％，鐵素體體積分?jǐn)?shù)為37％，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為12％。

實(shí)施例2：

實(shí)施例2的基本情況間表1～表4所示：

表1鑄坯的成分(wt.％)

表2熱處理工藝參數(shù)

表3力學(xué)性能

表4不同組織含量

實(shí)施例3：

實(shí)施例3的基本情況間表1～表4所示：

表1鑄坯的成分(wt.％)

表2熱處理工藝參數(shù)

表3力學(xué)性能

表4不同組織含量

最后所應(yīng)說明的是，以上實(shí)施例僅用以說明本發(fā)明的技術(shù)方案而非限制。盡管參照實(shí)施例對本發(fā)明進(jìn)行了詳細(xì)說明，本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員應(yīng)該理解，對本發(fā)明的技術(shù)方案進(jìn)行修改或者等同替換，都不脫離本發(fā)明技術(shù)方案的精神和范圍，其均應(yīng)涵蓋在本發(fā)明的權(quán)利要求范圍當(dāng)中。