細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼及其制備方法與流程
本發明屬于鋼鐵材料工程領域，涉及一種雙相鋼及其制備方法，特別是一種細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼及其制備方法。
背景技術：
傳統鐵素體/馬氏體雙相鋼屈強比較低，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度差異較大，微裂紋容易沿著鐵素體/馬氏體相界面擴展擴，從而導致擴孔性能不佳，在擴孔翻邊工序中常出現開裂。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，更適于制造形狀復雜的汽車零部件（如車輪、底盤、懸掛等）、工程機械零部件和抗大應變管線。
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，例如申請號為200910169738.x的中國專利公開了一種高抗拉強度熱軋鐵素體貝氏體雙相鋼及其制造方法，該抗拉強度在514~535mpa之間，屈強比在0.63以上，但是在抗拉強度還是比較低，韌性不夠。為了獲得具有更優異綜合力學性能的鐵素體/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行了深入的研究和改善。首先將鐵素體組織進行細化，使鐵素體晶粒尺寸細化至微米級(1~4μm)，即超細鐵素體組織，超細鐵素體因其較高的強度而使雙相鋼性能提高；其次貝氏體組織也在不斷改進，無碳化物貝氏體、低溫貝氏體等具有優異強韌性的貝氏體組織也逐步被運用到雙相鋼中，超細鐵素體和高強韌貝氏體結合的雙相鋼成為當今科研學者研究的重點和熱點。
beladi等人公開了一種制備細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼的熱機械方法，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，迅速在壓機上進行壓下量為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變成鐵素體，通過控制等溫轉變時間來保證獲得最大體積分數的鐵素體，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變奧氏體的馬氏體開始轉變點的溫度（300℃）進行等溫貝氏體轉變，再空冷至室溫，獲得了平均晶粒尺寸4μm的細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：工藝過程復雜，制備效率低；受壓機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致產品質量穩定性差；變形不夠均勻導致試件的組織和性能不均勻，難以實現工業規模生產。
技術實現要素：
本發明要解決的技術問題提供一種工藝簡單、制備效率高、易于精確控制、質量穩定性高的細晶鐵素體/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”兩相區進行部分奧氏體化，再放入溫度稍高于兩相區奧氏體的馬氏體開始點的鹽浴爐中進行等溫貝氏體轉變，然后空冷至室溫，得到細晶鐵素體/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度和良好塑性。
為解決上述技術問題，本發明采用的技術方案1是：
一種細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼，其化學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；其金相組織為細晶鐵素體和島狀分布的低溫貝氏體，其中細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度為980mpa級，屈強強度為476~535mpa，延伸率為27.7~30.6%。
本發明還提供了上述細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼的制備方法，包括以下步驟：
a、煉鋼：按照鋼材的設計要求計算投料比例、熔煉、澆注成鋼錠，然后進行真空自耗精煉；
b、退火、熱軋：將所述鋼錠退火、進行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。
上述技術方案的物理冶金學原理是：淬火馬氏體冷軋變形組織，在“α+γ”兩相區加熱過程中發生鐵素體的再結晶和部分奧氏體化。由于淬火馬氏體細化的組織，變形后加熱再結晶會形成細小的鐵素體等軸晶粒；與此同時，加熱溫度超過ac1則發生奧氏體轉變，由于加熱溫度在兩相區，奧氏體晶粒長大受到較大限制，故形成了細晶奧氏體。這樣，在兩相區加熱保溫過程會形成“細晶鐵素體+細晶奧氏體”組織，隨后在鹽浴爐中進行低溫（稍高于此細晶奧氏體的馬氏體開始點）等溫過程中，細晶奧氏體發生貝氏體轉變，而細晶鐵素體基本不發生變化。由于較高的硅含量抑制了碳化物在等溫貝氏體轉變過程析出，所以奧氏體轉變為在貝氏體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晶鐵素體和細小島狀分布的低溫貝氏體的雙相低碳鋼。
采用上述技術方案產生的有益效果在于：（1）本發明的細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼的組織得到了細化，其抗拉強度不小于980mpa，屈強強度為476~535mpa，延伸率為27.7~30.6%，具有高強度、高塑性、低屈強比和高強塑積，綜合力學性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞構件；（2）本發明的制備工藝流程簡單易行、容易控制，有利于實現工業化生產，只需要精確控制熱處理的溫度即可控制產品質量，制備效率高。
附圖說明
圖1是實施例1制備的細晶鐵素體/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的配比，計算投料比例、在真空中頻感應電爐中熔煉、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：本實施例制得了細晶鐵素體和貝氏體雙相鋼，其中細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初開發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行低溫等溫貝氏體轉變得到的。由于轉變溫度低，故得到的貝氏體板條厚度較薄，甚至達到了幾十納米；又由于硅元素對等溫轉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構貝氏體。極細小的板條貝氏體導致高強度，薄膜狀的殘余奧氏體的轉變誘發塑性效應可以進一步改善塑韌性、降低屈強比并提高成形性。
本實施例中，用低溫貝氏體代替傳統雙相鋼的硬相，再將軟相鐵素體晶粒進行細化，即可得到細晶粒鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，這將使雙相鋼性能進一步提高。將本實施例的板材制作試樣，按照gb/t228.1-2010標準進行拉伸試驗，其應力-應變曲線參見圖2，測得試樣的抗拉強度（
表1實施例1-3中雙相低碳鋼的微觀結構和力學性能
上述結果表明：本實施例制得了細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相低碳鋼，其具有高強度、高塑性、低屈強比和高強塑積，綜合力學性能良好。可用于制造成形性要求高的吸能防撞構件。
實施例2
a、按照質量百分比為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的配比，計算投料比例、在真空中頻感應電爐中熔煉、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行掃描電鏡（sem）分析和拉伸試驗，結果參見表1。
上述結果表明：本實施例制得了細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其具有高強度、高塑性、低屈強比和高強塑積，綜合力學性能良好。
實施例3
a、按照質量百分比為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的配比，計算投料比例、在真空中頻感應電爐中熔煉、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行掃描電鏡（sem）分析和拉伸試驗，結果參見表1。
上述結果表明：本實施例制得了細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其具有高強度、高塑性、低屈強比和高強塑積，綜合力學性能良好。
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