強(qiáng)塑積達(dá)50GPa%以上的高碳微合金鋼和熱處理工藝的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種鋼的成分和熱處理工藝，具體地，涉及一種強(qiáng)塑積達(dá)50GPa%以上的高碳微合金鋼和熱處理工藝。
【背景技術(shù)】
[0002]強(qiáng)度(單位；MPa)和延伸率(單位:％ )是結(jié)構(gòu)材料要求的基本性能。強(qiáng)度和塑性(可用延伸率表示)通常是互相排斥的，即材料強(qiáng)度提高，塑性就降低，反之，強(qiáng)度降低，塑性就提高。為了判斷一個結(jié)構(gòu)材料性能的好壞，通常簡單地采用材料的抗拉強(qiáng)度(在拉伸曲線上對應(yīng)于最高均勻延伸率的強(qiáng)度)與斷裂時的總延伸率的乘積，稱為強(qiáng)塑積(productof strength and elongat1n，PSE)，其作為綜合性能的判據(jù)。高的強(qiáng)塑積表示材料具有好的綜合性能，其途徑是通過最佳材料成分設(shè)計(jì)和最佳的熱處理工藝設(shè)計(jì)獲得。高的強(qiáng)塑積是先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(advanced high strength steel，AHSS)的重要指標(biāo)。
[0003]近十年來，先進(jìn)高強(qiáng)度鋼愈來愈多被用于汽車工業(yè)，其可有效降低結(jié)構(gòu)件的用量，如減輕汽車結(jié)構(gòu)件的重量，達(dá)到節(jié)能減排的效果。先進(jìn)高強(qiáng)度鋼目前根據(jù)強(qiáng)塑積可分為三代:強(qiáng)塑積小于306?&%的稱為第一代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(lGPa = lOOOMPa)，其是Fe-Mn_Si基微(低)合金低碳或中碳鋼，例如雙相鋼(dual phase)，相變誘發(fā)塑性(transformat1ninduced plasticity，TRIP)鋼，淬火-分配(quenching and partit1ning, Q&P)鋼和淬火-分配-回火(quenching-partit1ning-tempering，Q-P-T)鋼。強(qiáng)塑積大于 50GPa%稱為第二代先進(jìn)高強(qiáng)度鋼，例如高猛(Μη)孿生誘發(fā)塑性(twinning induced plasticity，TWIP) o第三代(又稱新一代，new generat1n)先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)塑積是在306?&%和50GPa %之間，例如，中碳Q-P-T鋼，中錳鋼。
[0004]經(jīng)對現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)檢索發(fā)現(xiàn):
[0005]Sugimoto，K.-1.，Tsunezawa, Μ.，Ho jo, T.&Ikeda，S.Ductility of 0.1 ?0.6 C-l.5 S1-1.5 Mn ultra high-strength TRIP-aided sheet steels withbainitic ferrite matrix.1SIJ internat1nal 44，1608-1614 (2004).文章對 0.1 ?0.6C - 1.5S1- 1.5Mn TRIP鋼進(jìn)行不同工藝的熱處理，得到組織為貝氏體鐵素體基體的TRIP鋼。試驗(yàn)結(jié)果表明，不同含碳量的鋼在進(jìn)行相同的熱處理工藝后取得最高強(qiáng)度以及塑性的仍為0.6C鋼，其最佳性能為強(qiáng)度1300MPa和延伸率23%，得到最高強(qiáng)塑積為30GPa%。
[0006]Tomita,Y.&Mor1ka,K.Effect of microstructure on transformat1n-1nducedplasticity of silicon-containing low-alloy steel.Materials Characterizat1n38，243-250 (1997).對0.6C_1.5Si_0.8Mn鋼進(jìn)行不同熱處理工藝處理，取得最佳性能為強(qiáng)度lOOOMPa和延伸率30%，強(qiáng)塑積為?30GPa%。
[0007]江利等人研究了0.63C-1.75S1-l.68Mn-0.028P-0.013S TRIP 鋼室溫不同應(yīng)變速率下的拉伸性能。經(jīng)900°C加熱，保溫20min，340°C等溫2h處理，測試不同應(yīng)變速率下的拉伸性能得到如下結(jié)論:高碳硅錳TRIP鋼的延伸率由14%?15%提高到22%左右；屈服強(qiáng)度由1015MPa提高到1198MPa ;極限強(qiáng)度由1448MPa提高到1546MPa ;強(qiáng)度與塑性配合的綜合性能達(dá)到22?34GPa%。
[0008]劉忠俠等發(fā)表的文章“控冷處理對中高碳S1-Mn無碳化物貝氏體鋼的組織與性能的影響”，《金屬熱處理》52-57 (2005)，該文研究了控制冷卻熱處理工藝對高碳S1-Μη無碳化物貝氏體鋼的組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，0.63C-1.92S1-0.76Mn微合金鋼經(jīng)控冷工藝處理后在很寬的工藝參數(shù)范圍內(nèi)能夠獲得無碳化物貝氏體組織；隨著試樣在油中冷卻時間的延長，塊狀殘留奧氏體量不斷減少，殘留奧氏體薄膜含量不斷增加；材料的強(qiáng)度、塑性和韌性隨著油冷時間的延長而不斷增加。材料經(jīng)油中冷卻7s?8s后在空氣爐中360°C保溫3600s?5400s處理具有最好的強(qiáng)度、塑性，即強(qiáng)度達(dá)到1200MPa，延伸率23%，強(qiáng)塑積達(dá)到 27.6GPa%。
[0009]以上的研究無一例外地都通過控制高碳鋼成分以及改變熱處理工藝以達(dá)到提高高碳鋼的性能，但是得到的結(jié)果與本發(fā)明中得到的50GPa%相比，差距非常明顯。這表明在碳硅錳含量相似情況下，高碳鋼通過改變合金元素配比以及熱處理工藝，高碳鋼的性能仍具有非常大的提高空間。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0010]針對現(xiàn)有技術(shù)中通過控制高碳鋼成分以及改變熱處理工藝以達(dá)到提高高碳鋼的性能、但強(qiáng)塑積最高僅達(dá)到34GPa%的狀況，本發(fā)明提出了一種可以達(dá)到50GPa%&上的高碳微合金鋼的成分和熱處理工藝的技術(shù)。
[0011]根據(jù)本發(fā)明的第一方面，提供一種強(qiáng)塑積達(dá)50GPa%以上的高碳微合金鋼，其成分具體如下(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，% ):
[0012]C:0.60 ?0.75,Μη:1.0 ?2.0，S1:1.0 ?2.0，Cr:0.30 ?1.00, N1:0.20 ?1.00，Nb:0.02?0.06，剩余是鐵；
[0013]高碳微合金鋼，其成分優(yōu)選范圍如下(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%):
[0014]C:0.64 ?0.69,Μη:1.3 ?1.8, S1:1.3 ?1.8，Cr:0.40 ?1.00, N1:0.20 ?1.00，Nb:0.03?0.06，剩余是鐵。
[0015]本發(fā)明上述成分設(shè)計(jì)原理:高的碳含量可將降低馬氏體相變開始溫度(Ms)，從而比中碳和低碳馬氏體鋼獲得更多的具有高塑性的殘留奧氏體。Si的加入，一是抑制脆性滲碳體的析出，二是促進(jìn)碳從過飽和馬氏體中分配到殘留奧氏體中去，從而在淬火-分配-回火(Q-P-T)工藝的最后冷卻到室溫的過程中有更多的殘留奧氏體存在。Mn、Cr的加入主要提高鋼的淬透性，兼有固溶強(qiáng)化效應(yīng)；Ni的加入主要是提高材料的缺口敏感性；Nb的加入，通過形成穩(wěn)定的Nb碳化物，在熱乳和奧氏體化處理中可細(xì)化奧氏體晶粒，從而細(xì)化它的相變產(chǎn)物-馬氏體的組織，由此提高鋼的屈服強(qiáng)度和韌性；在回火中析出的穩(wěn)定的Nb碳化物，取代脆性的滲碳體，可提高鋼的抗拉強(qiáng)度。
[0016]根據(jù)本發(fā)明的另一方面，提供一種上述鋼的熱處理工藝，所述工藝對待處理的50GPa%高碳微合金鋼(熱乳板或各種形狀的工件)，首先進(jìn)行正火處理，作為隨后淬火-分配-回火(Q-P-T)工藝的預(yù)處理，具體為:
[0017]正火工藝(對于熱乳板或各種形狀的工件):在840°C _860°C保溫(保溫時間以組織完全奧氏體化和晶粒不長大為限)，隨后空冷到室溫；
[0018]Q-P-T工藝:奧氏體化溫度:820°C -860°C，然后淬火至馬氏體相變開始溫度(Ms)和結(jié)束溫度(Mf)之間的某個溫度(Tq):110°C-18(TC，保溫(保溫時間是根據(jù)淬火件截面尺寸和碳分配的完全程度確定)，最后水冷至室溫。
[0019]本發(fā)明上述熱處理工藝設(shè)計(jì)原理:
[0020]正火處理作為Q-P-T工藝的預(yù)處理，其目的是為了細(xì)化組織和減少熱乳中的珠光體含量，為Q-P-T工藝得到細(xì)化的馬氏體基體和彌散分布的碳化物，更重要的是為得到具有力學(xué)穩(wěn)定性的分散和細(xì)小的殘留奧氏體提供組織準(zhǔn)備。
[0021]Q-P-T工藝，奧氏體化溫度和保溫時間的選擇是為了獲