專利名稱：一種鐵素體貝氏體雙相鋼的制作方法
技術領域：
本發明屬于金屬材料領域，特別涉及一種基于過冷奧氏體變形制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼。
雙相鋼由于具有低屈服和連續屈服，初始加工硬化率高，屈強比可達0.5，甚至更低，加工硬化指數n通常大于0.18等特性，在汽車工業中得到廣泛應用。它的顯微組織特征是在鐵素體基體上彌散分布著一定體積分數的硬質的島狀馬氏體或馬奧質點。對于熱軋法生產的雙相鋼是通過合適的合金成分，配合控制軋制和控制冷卻，使奧氏體在連續冷卻過程中先析出一定數量的鐵素體，然后在鐵素體轉變結束和貝氏體轉變開始前的無相變區進行卷取，最后快冷至室溫使剩余的奧氏體轉變為馬氏體以獲得的雙相組織。
隨著汽車工業的發展，對高強度和超高強度雙相鋼需求越來越大。近年來，各國的研究人員在提高熱軋雙相鋼強度、改善塑性等方面進行了大量研究，主要包括采用分段式冷卻采用控軋控冷工藝生產車輪用雙相鋼，軋鋼，2005，66-67、利用過冷奧氏體的形變誘導鐵素體相變Influence of deformation induced ferritetransformation on grain refinement of dual phase steel，Mater.Sci.Eng.A，2002，323，148-159以及Nb、Ti、V等微合金化低Si-Mn含Nb、Ti熱軋雙相鋼的工藝與性能研究，熱加工工藝，2006，35(16)，13-15的方法細化鐵素體及馬氏體相并使馬氏體相均勻分布，從而提高雙相鋼的強度。
由于貝氏體的轉變溫度介于珠光體與馬氏體之間，它同時具有高溫轉變產物的塑韌性和低溫轉變產物的強度，具有良好的強韌性配合，因此，許多研究機構將貝氏體引入鐵素體/馬氏體雙相鋼中進行復相強化。埃克森研究工程公司利用這一方法獲得了具有優良低溫韌性和焊接性的超高強度雙相鋼，申請了多項專利中國-ZL95196661.8、ZL98812426.2，美國-5531842。這種鋼雖然具有良好的焊接性和低溫韌性，但屈服強度較高(變形1-3％以后可達830MPa)，因此并不滿足汽車用雙相鋼的要求。KOBE鋼公司開發了一種基礎成分為0.06～0.25％C、0.5 to 3％Si+Al、0.5～3％Mn、＜0.15％P、＜0.02％S，同時不同程度添加Mo、Ni、Cu、Cr、Ti、Nb、V等合金元素，具有優異伸張突緣成形性的鋼。但是這種鋼采用在不低于Ar3-50℃的溫度熱軋后退火或回火再卷取的方法，獲得的是以回火馬氏體、回火鐵素體/馬氏體、回火貝氏體或回火貝氏體/鐵素體為基體的復相組織(美國專利-7090731)，工藝路線復雜，組織控制有相當的難度。NIPPON鋼公司也生產出鐵素體/貝氏體/馬氏體和回火貝氏體/馬氏體的復相鋼(日本專利-JP090865831、JP091064511、JP091064561)。Simitomo金屬也開發出了鐵素體/馬氏體/貝氏體復相鋼及含Mo、Nb、Ti的鐵素體/細小針狀貝氏體雙相鋼(日本專利-JP041992881、JP042279371)。但所有這些鋼都不同程度的添加Nb等微合金元素。“Effect of alloying elements on microstructure andmechanical properties of hot rolled multiphase steels”(Ironmaking and Steelmaking，2005，32(4)，303-308)一文指出微量Nb添加后，鋼的屈服強度和抗拉強度同時提高，導致較高的屈強比。而且由于Nb促進珠光體相變，推遲貝氏體相變，使得熱軋雙相鋼的卷取窗口消失了，最終得到的是鐵素體馬氏體貝氏體的復相組織，這種復相組織的鋼在室溫拉伸變形時表現出不連續屈服現象。“塔塔鋼熱軋雙相鋼的開發”(鞍鋼技術，2004，5，63-66)一文中采用控軋控冷的工藝得到了鐵素體/下貝氏體的雙相組織，貝氏體呈薄層狀分布于鐵素體條帶之間。雖然延伸率達到28％，但屈強比高(0.81)，且不具有連續屈服效應。
硅是鐵素體/馬氏體雙相鋼中常用的固溶強化元素，能夠強化鐵素體基體，在提高鋼的強度方面有重要作用。同時，硅是非碳化物形成元素，具有阻礙滲碳體形成，抑制珠光體相變的作用。但是過高的硅含量使鋼的表面質量變差，影響其涂覆性能。鋁具有與硅相似的作用，而且Al含量增加不影響鋼材表面質量，所以鋁已經開始部分替代硅用于雙相鋼中。“Structure-properties relationship inTRIP steels containing carbide-free bainite”(Current opinion in solid state andmaterials science，2004，8，285-303)一文指出鋁和硅復合添加更易形成由貝氏體鐵素體和膜狀富碳殘余奧氏體構成的無碳化物貝氏體。無碳化物貝氏體具有連續屈服和高加工硬化率的特性，可明顯改善鋼的強韌性無碳化物貝氏體/馬氏體復相鋼的強韌性，機械工程學報，2003，39(8)，27-31。
因此，對于不含Nb等微合金元素的低碳(錳)鋼中通過復合添加Al和Si元素，并采用適當的熱加工和冷卻工藝獲得以等軸細小的鐵素體為基體，無碳貝氏體為第二相的雙相鋼，同時使這種鋼具備低屈服強度、低屈強比、高初始加工硬化率以及連續屈服的特性，為汽車用高強度雙相鋼的發展提供一個新的思路。
發明內容
本發明的目的是通過采用熱軋的方法，特別是基于過冷奧氏體形變的單道次或多道次熱軋的方法制備一種新型的鐵素體/貝氏體雙相鋼。這種雙相鋼的顯微組織是以等軸細晶鐵素體為基體，第二相貝氏體均勻分布于鐵素體晶粒間，貝氏體的量不大于50％(體積百分數)，殘余奧氏體和馬氏體量＜5～10％(體積百分數)甚至更低。它在性能上具備傳統鐵素體/馬氏體雙相鋼的基本特性，即低屈服強度、低屈強比、高初始加工硬化率以及連續屈服。
一種鐵素體貝氏體雙相鋼，鋼的成分為碳0.06％～0.15％(質量分數)、錳0.8％～1.5％(質量分數)、硅0.6％～1％(質量分數)、鋁0.5％～1％(質量分數)、硫＜0.02％、磷＜0.02％，其余為鐵及不可避免的雜質。將鋼加熱到高于Ac3以上50～300℃的T1溫度，并保溫t1＝5～120分鐘進行奧氏體化。奧氏體化溫度T1及保溫時間t1依鋼的成分不同而改變，以奧氏體晶粒尺寸均勻且沒有顯著長大為宜。用Gleeble1500熱模擬機測定試驗用鋼的A3點(分別測定以2℃/s的加熱速度升溫的相變點Ac3和以2℃/s的冷卻速度降溫的相變點Ar3，按A3＝(Ar3+Ac3)/2計算得到平衡相變點A3)。對單道次變形，首先在奧氏體化溫度T1以應變速率ε1為0.1s-1至10s-1實施真應變ε1＝0.3～0.69后，以冷速C1＝5～100℃/s過冷至A3到Ar3溫度范圍內的某一溫度T2，在應變速率ε2為1s-1至50s-1之間進行一道次變形。當真應變ε2到0.5～1.27后，形變后以冷速C2為10℃/s～80℃/s冷卻至室溫，即可獲得晶粒尺寸小于5.5微米的鐵素體以及貝氏體雙相組織。鐵素體量因鋼的成分、變形溫度T2、冷卻速度C2、應變速率ε1、ε2及真應變量ε1、ε2的改變而不同。冷速C2由鋼的連續冷卻轉變曲線(CCT)確定，選擇標準是在該冷速下奧氏體不發生珠光體和馬氏體轉變。對三至六道次的多道次變形，經過一至三道次在奧氏體區的熱變形后，采用C1冷速冷卻，使以后的兩至三道次變形在A3～Ar3之間進行，終軋溫度控制在Ar3以上，道次間隔時間t2～t6為0.1s～5s，A3～Ar3之間道次的總累積變形量ε3達到0.5以上，形變后以冷速C3＝2℃/s～80℃/s冷卻至室溫，即可獲得晶粒尺寸小于5.5微米的鐵素體以及貝氏體雙相組織，鐵素體量因鋼的成分、道次變形溫度T3～T8、道次間隔時間t2～t6、A3～Ar3之間道次的累積變形量ε3、冷卻速度C3的改變而不同。
與現有的生產鐵素體/馬氏體/貝氏體復相鋼的技術相比，本發明以Al和Si元素添加入低碳(錳)鋼中，使CCT曲線上貝氏體轉變區位于珠光體轉變區左側，以便在C2和C3冷速下連續冷卻時，未轉變的奧氏體轉變為無碳化物貝氏體。無碳化物貝氏體作為第二相保證了雙相組織具有高加工硬化率和連續屈服的特性。工藝路線強調以冷速C1將奧氏體過冷至在到A3到Ar3溫度范圍內時，奧氏體處于過冷狀態。在過冷和變形的雙重作用下，奧氏體向鐵素體轉變，鐵素體的轉變量是通過A3～Ar3之間的累積真應變量ε2和ε3控制的。根據本發明的變形工藝，通過控制熱軋過程的形變量可以準確控制鐵素體轉變量，從而更容易在生產中實現。
圖1是供性能測試用的熱變形壓縮試樣示意2是供性能測試用的板狀拉伸試樣示意3是實施例1和實施例2的熱變形工藝示意圖。
圖4是實施例1制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼的顯微組織(3％硝酸酒精浸蝕)。
圖5是實施例1制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼室溫拉伸變形的工程應力應變曲線圖6是實施例2制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼的顯微組織(3％硝酸酒精浸蝕)。
圖7是實施例2制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼室溫拉伸變形的工程應力應變曲線圖8是實施例3的熱變形工藝示意圖。
圖9是實施例3制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼的顯微組織(3％硝酸酒精浸蝕)。
圖10是實施例3制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼室溫拉伸變形的工程應力應變曲線具體實施方式
實施例1試料化學成分為碳0.12％(質量分數)、錳0.95％(質量分數)、硅0.85％(質量分數)、鋁0.72％(質量分數)、硫0.0062％(質量分數)、磷0.011％、其余為鐵。試驗用鋼在1100℃保溫5分鐘進行奧氏體化。用Gleeble1500熱模擬機測定試驗用鋼的A3點為973℃，Ac3為988℃(以20℃/s升溫)，Ar3為749℃(以30℃/s降溫)。將試驗用鋼機加工呈圖1所示的熱壓縮試樣，在Gleeble1500熱模擬試驗機上進行壓縮試驗。試驗工藝如圖3所示，試樣經1100℃，5min奧氏體化后，以5s-1的應變速率施加應變量為0.3的變形，變形后立即以30℃/s冷速冷卻至850℃，再以10s-1的應變速率施加應變量為0.92的變形后以50℃/s冷卻至室溫，得到的顯微組織如圖4所示，鐵素體平均晶粒尺寸約為5.5微米，貝氏體轉變量約為12％(體積比)。將壓縮后的試樣加工成拉伸試樣，如圖2所示。室溫拉伸試驗在Instron4507上進行，拉伸速率為2mm/min，工程應力應變曲線如圖5所示。試驗鋼的屈服強度為394MPa、抗拉強度為696MPa、延伸率為27％、屈強比為0.57。
實施例2試料化學成分為碳0.14％(質量分數)、錳1.43％(質量分數)、硅0.69％(質量分數)、鋁0.79％(質量分數)、硫0.0060％(質量分數)、磷0.010％、其余為鐵。試驗用鋼在1100℃保溫5分鐘進行奧氏體化。用Gleeble1500熱模擬機測定試驗用鋼的A3點為893℃，Ac3為970℃(以20℃/s升溫)，Ar3為640℃(以30℃/s降溫)。將試驗用鋼機加工呈圖1所示的熱壓縮試樣，在Gleeble1500熱模擬試驗機上進行壓縮試驗。試驗工藝如圖3所示，試樣經1100℃，5min奧氏體化后，以5s-1的應變速率施加應變量為0.3的變形，變形后立即以30℃/s冷速冷卻至800℃，再以10s-1的應變速率施加應變量為0.7的變形后以30℃/s冷速冷卻至室溫，得到的顯微組織如圖6所示，鐵素體平均晶粒尺寸約為4.5微米，貝氏體轉變量約為22％。將壓縮后的試樣加工成拉伸試樣，如圖2所示。室溫拉伸試驗在Instron4507上進行，拉伸速率為2mm/min，工程應力應變曲線如圖7所示。試驗鋼的屈服強度為400MPa、抗拉強度為900MPa、延伸率為22％、屈強比為0.44。
實施例3試料化學成分為0.14C-1.43Mn-0.69Si-0.79Al-0.0060S-0.010P，其余為Fe。試驗用鋼在1100℃保溫5分鐘進行奧氏體化。用Gleeble1500熱模擬機測定試驗用鋼的A3點為893℃，Ac3為970℃(以20℃/s升溫)，Ar3為640℃(以30℃/s降溫)。將試驗用鋼機加工呈圖1所示的熱壓縮試樣，在Gleeble1500熱模擬試驗機上進行壓縮試驗。試驗工藝如圖8所示，第一道次1100℃、形變量0.36、形變速率5s-1；第二道次1030℃、形變量0.22、形變速率10s-1；第三道次970℃、形變量0.22、形變速率15s-1；第四道次920℃、形變量0.22、形變速率15s-1；第五道次870℃、形變量0.22、形變速率15s-1；第六道次850℃、形變量0.36、形變速率15s-1。前四道次的道次間隔時間為3s，后兩道次間隔時間為1s。六道次變形后以30℃/s冷卻至室溫，得到的顯微組織如圖9所示，鐵素體晶粒尺寸約為4.5微米，貝氏體轉變量約為20％(體積比)。將壓縮后的試樣加工成拉伸試樣，如圖2所示。室溫拉伸試驗在Instron4507上進行，拉伸速率為2mm/min，工程應力應變曲線如圖10所示。試驗鋼的屈服強度為406MPa、抗拉強度為900MPa、延伸率為21％、屈強比為0.45。
權利要求
1.一種鐵素體貝氏體雙相鋼，其特征在于雙相鋼的成分質量分數為碳0.06％～0.15％、錳0.8％～1.5％、硅0.6％～1％、鋁0.5％～1％、硫＜0.02％、磷＜0.02％，其余為鐵。
2.根據權利要求1所述的鐵素體貝氏體雙相鋼，其特征在于雙相鋼的加工工藝為將鋼加熱到高于Ac3以上50～300℃的T1溫度，并保溫t1＝5～120分鐘進行奧氏體化；用Gleeble1500熱模擬機測定試驗用鋼的A3點，分別測定以2℃/s的加熱速度升溫的相變點Ac3和以2℃/s的冷卻速度降溫的相變點Ar3，按A3＝(Ar3+Ac3)/2計算得到平衡相變點A3；對單道次變形，首先在奧氏體化溫度T1以應變速率 為0.1s-1至10s-1實施真應變ε1＝0.3～0.69后，以冷速C1＝5～100℃/s過冷至A3到Ar3溫度范圍內的溫度T2，在應變速率 為1s-1至50s-1之間進行一道次變形；當真應變ε2到0.5～1.27后，形變后以冷速C2為10℃/s～80℃/s冷卻至室溫，即可獲得晶粒尺寸小于5.5微米的鐵素體以及貝氏體雙相組織。
3.根據權利要求1所述的鐵素體貝氏體雙相鋼，其特征在于對三至六道次的多道次變形，經過一至三道次在奧氏體區的熱變形后，采用C1冷速冷卻，使以后的兩至三道次變形在A3～Ar3之間進行，終軋溫度控制在Ar3以上，道次間隔時間t2～t6為0.1s～5s，A3～Ar3之間道次的總累積變形量ε3達到0.5以上，形變后以冷速C3＝2℃/s～80℃/s冷卻至室溫，即可獲得晶粒尺寸小于5.5微米的鐵素體以及貝氏體雙相組織。
全文摘要
本發明屬于金屬材料領域，特別涉及一種基于過冷奧氏體變形制備的細晶鐵素體貝氏體雙相鋼。雙相鋼的成分質量分數為碳0.06％～0.15％、錳0.8％～1.5％、硅0.6％～1％、鋁0.5％～1％、硫＜0.02％、磷＜0.02％，其余為鐵。鋼的加工工藝為將鋼加熱到高于A
文檔編號C21D11/00GK101033522SQ200710065559
公開日2007年9月12日 申請日期2007年4月16日 優先權日2007年4月16日
發明者鄭為為, 孫祖慶, 楊王玥, 石俊亮, 姜豐, 續偉霞 申請人:北京科技大學