本發(fā)明屬于鋼鐵材料工程領(lǐng)域，涉及一種雙相鋼及其制備方法，特別是一種細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼及其制備方法。

背景技術(shù)：

傳統(tǒng)鐵素體/馬氏體雙相鋼屈強(qiáng)比較低，初始加工硬化速率高且塑韌性良好。但由于鐵素體和馬氏體間強(qiáng)度差異較大，微裂紋容易沿著鐵素體/馬氏體相界面擴(kuò)展擴(kuò)，從而導(dǎo)致擴(kuò)孔性能不佳，在擴(kuò)孔翻邊工序中常出現(xiàn)開裂。而鐵素體/貝氏體雙相鋼則是用韌性更好的貝氏體替代了馬氏體，具有比鐵素體/馬氏體雙相鋼更好的翻邊和擴(kuò)孔性能，以及更好的拉伸性能和沖擊韌性，更適于制造形狀復(fù)雜的汽車零部件（如車輪、底盤、懸掛等）、工程機(jī)械零部件和抗大應(yīng)變管線。

目前，鐵素體/貝氏體雙相鋼主要用低碳低合金鋼（包括微合金化和非微合金化的）通過控軋控冷的方法制備，制備方法已在多項專利中公開，例如申請?zhí)枮?00910169738.x的中國專利公開了一種高抗拉強(qiáng)度熱軋鐵素體貝氏體雙相鋼及其制造方法，該抗拉強(qiáng)度在514~535mpa之間，屈強(qiáng)比在0.63以上，但是在抗拉強(qiáng)度還是比較低，韌性不夠。為了獲得具有更優(yōu)異綜合力學(xué)性能的鐵素體/貝氏體雙相鋼，科研工作者分別對其鐵素體和貝氏體組織進(jìn)行了深入的研究和改善。首先將鐵素體組織進(jìn)行細(xì)化，使鐵素體晶粒尺寸細(xì)化至微米級(1~4μm)，即超細(xì)鐵素體組織，超細(xì)鐵素體因其較高的強(qiáng)度而使雙相鋼性能提高；其次貝氏體組織也在不斷改進(jìn)，無碳化物貝氏體、低溫貝氏體等具有優(yōu)異強(qiáng)韌性的貝氏體組織也逐步被運(yùn)用到雙相鋼中，超細(xì)鐵素體和高強(qiáng)韌貝氏體結(jié)合的雙相鋼成為當(dāng)今科研學(xué)者研究的重點和熱點。

beladi等人公開了一種制備細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼的熱機(jī)械方法，其將重量百分比為0.26c、1.96si、2mn和0.31mo的中碳低合金鋼加熱完全奧氏體化，快冷至570℃得到過冷奧氏體，迅速在壓機(jī)上進(jìn)行壓下量為30%的壓縮變形，得到變形的過冷奧氏體，再迅速加熱至650℃等溫使部分變形的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體，通過控制等溫轉(zhuǎn)變時間來保證獲得最大體積分?jǐn)?shù)的鐵素體，而不形成碳化物或珠光體，然后迅速放入鹽浴爐中降溫至稍高于剩余未轉(zhuǎn)變奧氏體的馬氏體開始轉(zhuǎn)變點的溫度（300℃）進(jìn)行等溫貝氏體轉(zhuǎn)變，再空冷至室溫，獲得了平均晶粒尺寸4μm的細(xì)晶鐵素體和低溫貝氏體組成的雙相組織。但這種方法存在以下不足：工藝過程復(fù)雜，制備效率低；受壓機(jī)額定載荷和尺寸限制不能制備大尺寸試樣；壓縮變形溫度難以精確控制導(dǎo)致產(chǎn)品質(zhì)量穩(wěn)定性差；變形不夠均勻?qū)е略嚰慕M織和性能不均勻，難以實現(xiàn)工業(yè)規(guī)模生產(chǎn)。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明要解決的技術(shù)問題提供一種工藝簡單、制備效率高、易于精確控制、質(zhì)量穩(wěn)定性高的細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼及其制備方法，其將低碳含硅低合金鋼淬火馬氏體組織，冷軋后重新加熱至“α+γ”兩相區(qū)進(jìn)行部分奧氏體化，再放入溫度稍高于兩相區(qū)奧氏體的馬氏體開始點的鹽浴爐中進(jìn)行等溫貝氏體轉(zhuǎn)變，然后空冷至室溫，得到細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相組織。其工藝簡單，形成的雙相鋼具有超高強(qiáng)度和良好塑性。

為解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明采用的技術(shù)方案1是：

一種細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼，其化學(xué)成分按重量百分比為：c0.18~0.22、si1.5~1.7、mn0.9~1.2、cr0.4~0.6、mo0.18~0.22、p≤0.02、s≤0.02，其余為fe和不可必避免的雜質(zhì)；其金相組織為細(xì)晶鐵素體和島狀分布的低溫貝氏體，其中細(xì)晶鐵素體的晶粒尺寸為0.5~8μm、體積含量為50~70%，低溫貝氏體的尺寸為1~5μm。

所述雙相低碳鋼抗拉強(qiáng)度為980mpa級，屈強(qiáng)強(qiáng)度為476~535mpa，延伸率為27.7~30.6%。

本發(fā)明還提供了上述細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼的制備方法，包括以下步驟：

a、煉鋼：按照鋼材的設(shè)計要求計算投料比例、熔煉、澆注成鋼錠，然后進(jìn)行真空自耗精煉；

b、退火、熱軋：將所述鋼錠退火、進(jìn)行4~8道次熱軋，熱軋后空冷至室溫，得18~25mm熱軋板坯；

c、淬火：將所述熱軋板坯加熱至900~980℃、保溫30~90min，然后迅速放入水中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯；

d、冷軋：將所述淬火板坯進(jìn)行總壓下量35~50%的多道次軋制，得冷軋板材；

e、熱處理：將所述冷軋板材在760~790℃條件下，保溫3~5h，然后迅速放入270~300℃的鹽浴爐中等溫0.5~1.5h，再出爐空冷至室溫。

優(yōu)選的，步驟b中鋼錠退火條件為：加熱至1200℃~1250℃保溫2~5h；熱軋的條件為：將退火保溫后的鋼錠空冷至1150℃開軋，軋制5~7道次，終軋溫度為920℃，最終軋制成20mm厚的熱軋板坯。

上述技術(shù)方案的物理冶金學(xué)原理是：淬火馬氏體冷軋變形組織，在“α+γ”兩相區(qū)加熱過程中發(fā)生鐵素體的再結(jié)晶和部分奧氏體化。由于淬火馬氏體細(xì)化的組織，變形后加熱再結(jié)晶會形成細(xì)小的鐵素體等軸晶粒；與此同時，加熱溫度超過ac1則發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，由于加熱溫度在兩相區(qū)，奧氏體晶粒長大受到較大限制，故形成了細(xì)晶奧氏體。這樣，在兩相區(qū)加熱保溫過程會形成“細(xì)晶鐵素體+細(xì)晶奧氏體”組織，隨后在鹽浴爐中進(jìn)行低溫（稍高于此細(xì)晶奧氏體的馬氏體開始點）等溫過程中，細(xì)晶奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，而細(xì)晶鐵素體基本不發(fā)生變化。由于較高的硅含量抑制了碳化物在等溫貝氏體轉(zhuǎn)變過程析出，所以奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樵谪愂象w板條間分布薄膜狀殘余奧氏體的無碳化物貝氏體組織，即低溫貝氏體組織。那么，冷卻到室溫后就得到了細(xì)晶鐵素體和細(xì)小島狀分布的低溫貝氏體的雙相低碳鋼。

采用上述技術(shù)方案產(chǎn)生的有益效果在于：（1）本發(fā)明的細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼的組織得到了細(xì)化，其抗拉強(qiáng)度不小于980mpa，屈強(qiáng)強(qiáng)度為476~535mpa，延伸率為27.7~30.6%，具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞構(gòu)件；（2）本發(fā)明的制備工藝流程簡單易行、容易控制，有利于實現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)，只需要精確控制熱處理的溫度即可控制產(chǎn)品質(zhì)量，制備效率高。

附圖說明

圖1是實施例1制備的細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼微觀組織的掃描電鏡圖；

圖2是實施例1制備的細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼試樣的拉伸曲線；

圖3是實施例2制備的細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼微觀組織的掃描電鏡圖。

具體實施方式

實施例1

a、按照質(zhì)量百分比為c0.21、si1.63、mn0.94、cr0.51、mo0.2、p0.006、s0.001，其余為fe和不可必避免的雜質(zhì)的配比，計算投料比例、在真空中頻感應(yīng)電爐中熔煉、并澆注成170mm直徑的圓柱形鋼錠，真空自耗精煉。

b、退火、熱軋：將鋼錠加熱至1220℃保溫4h均勻化處理，出爐空冷至1150℃開軋，終軋溫度為920℃，經(jīng)過6道次軋制，最終軋制成20mm厚的熱軋板坯，軋后空冷至室溫。

c、淬火：將所述熱軋板坯重新在爐子中加熱至950℃、保溫60min，然后迅速出爐放入水中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯。

d、冷軋：將所述淬火板坯進(jìn)行總壓下量40%的多道次軋制變形，得12mm厚的冷軋板材。

e、熱處理：將所述冷軋板材放入溫度為780℃的爐子中，保溫2h，然后迅速放入270℃的鹽浴爐中等溫1.5h，再出爐空冷至室溫。

對本實施例所制得板材進(jìn)行掃描電鏡（sem）分析，其微觀組織照片參見圖1，從圖中可以看出：本實施例制得了細(xì)晶鐵素體和貝氏體雙相鋼，其中細(xì)晶鐵素體的晶粒尺寸為0.5~8μm，體積含量約為60%，低溫貝氏體呈島狀分布，其尺寸為1~5μm。

低溫貝氏體是本世紀(jì)初開發(fā)的由極薄的板條貝氏體和其間的薄膜狀殘余奧氏體組成的組織，是含硅重量百分比1.5%以上的高碳合金鋼在稍高于馬氏體開始點溫度進(jìn)行低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變得到的。由于轉(zhuǎn)變溫度低，故得到的貝氏體板條厚度較薄，甚至達(dá)到了幾十納米；又由于硅元素對等溫轉(zhuǎn)變過程中碳化物析出的抑制作用，故在貝氏體板條間形成了殘余奧氏體而無碳化物析出。所以又稱該組織為無碳化物納米結(jié)構(gòu)貝氏體。極細(xì)小的板條貝氏體導(dǎo)致高強(qiáng)度，薄膜狀的殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變誘發(fā)塑性效應(yīng)可以進(jìn)一步改善塑韌性、降低屈強(qiáng)比并提高成形性。

本實施例中，用低溫貝氏體代替?zhèn)鹘y(tǒng)雙相鋼的硬相，再將軟相鐵素體晶粒進(jìn)行細(xì)化，即可得到細(xì)晶粒鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，這將使雙相鋼性能進(jìn)一步提高。將本實施例的板材制作試樣，按照gb/t228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行拉伸試驗，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線參見圖2，測得試樣的抗拉強(qiáng)度（）為1040mpa、屈服強(qiáng)度（）為535mpa、延伸率（）為27.7%，計算得屈強(qiáng)比為0.515，強(qiáng)塑積為28780mpa·%。具體參見表1的數(shù)據(jù)。

表1實施例1-3中雙相低碳鋼的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能

上述結(jié)果表明：本實施例制得了細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼，其具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好?？捎糜谥圃斐尚涡砸蟾叩奈芊雷矘?gòu)件。

實施例2

a、按照質(zhì)量百分比為c0.18、si1.52、mn1.02、cr0.50、mo0.21、p0.01、s0.01，其余為fe和不可必避免的雜質(zhì)的配比，計算投料比例、在真空中頻感應(yīng)電爐中熔煉、并澆注成170mm直徑的圓柱形鋼錠，真空自耗精煉。

b、退火、熱軋：將鋼錠加熱至1200℃保溫5h均勻化處理，出爐空冷至1150℃開軋，終軋溫度為920℃，經(jīng)過6道次軋制，最終軋制成24mm厚的熱軋板坯，軋后空冷至室溫。

c、淬火：將所述熱軋板坯重新在爐子中加熱至920℃、保溫90min，然后迅速出爐放入水中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯。

d、冷軋：將所述淬火板坯進(jìn)行總壓下量50%的多道次軋制變形，得12mm厚的冷軋板材。

e、熱處理：將所述冷軋板材放入溫度為760℃的爐子中，保溫5h，然后迅速放入285℃的鹽浴爐中等溫1.0h，再出爐空冷至室溫。

對本實施例所制得板材進(jìn)行掃描電鏡（sem）分析和拉伸試驗，結(jié)果參見表1。

上述結(jié)果表明：本實施例制得了細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好。

實施例3

a、按照質(zhì)量百分比為c0.22、si1.68、mn1.12、cr0.45、mo0.18、p0.01、s0.01，其余為fe和不可必避免的雜質(zhì)的配比，計算投料比例、在真空中頻感應(yīng)電爐中熔煉、并澆注成170mm直徑的圓柱形鋼錠，真空自耗精煉。

b、退火、熱軋：將鋼錠加熱至1250℃保溫5h均勻化處理，出爐空冷至1150℃開軋，終軋溫度為920℃，經(jīng)過6道次軋制，最終軋制成18mm厚的熱軋板坯，軋后空冷至室溫。

c、淬火：將所述熱軋板坯重新在爐子中加熱至980℃、保溫30min，然后迅速出爐放入水中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯。

d、冷軋：將所述淬火板坯進(jìn)行總壓下量35%的多道次軋制變形，得12mm厚的冷軋板材。

e、熱處理：將所述冷軋板材放入溫度為790℃的爐子中，保溫3h，然后迅速放入300℃的鹽浴爐中等溫0.5h，再出爐空冷至室溫。

對本實施例所制得板材進(jìn)行掃描電鏡（sem）分析和拉伸試驗，結(jié)果參見表1。

上述結(jié)果表明：本實施例制得了細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好。