专利名称：一种高强度中碳超细贝氏体钢及其制备方法
技术领域：
本发明属于超细贝氏体钢技术领域。尤其涉及一种高强度中碳超细贝氏体钢及其制备方法。
背景技术：
经过几十年的研究和发展，国内发展了成本相对较低、工艺简单的贝氏体钢，其中具有代表性的是Mn-B系贝氏体钢和S1-Mn-Mo系贝氏体钢。此外，国外还开发了高性能的低碳贝氏体钢，且成功地用于板带钢的生产。近年来，一种强韧性能优异的高强度贝氏体钢逐渐受到钢铁界的重视，这种高强度贝氏体钢具有贝氏体钢中较高的强塑积和超细贝氏体结构，其室温韧性可媲美高强钢中韧性最优的回火马氏体钢。这种具有良好应用前景的贝氏体钢可应用于工程机械、造船、建筑、军工等领域，具有较高的应用价值。英国剑桥大学Bhadeshia教授等人利用Si对碳化物析出的抑制作用发现超细贝氏体钢具有优异的强韧性，其纳米或亚纳米级超细贝氏体、少量马氏体和残余奥氏体组织结构决定了其超高强度和良好韧性。为了开发利用这种高强度超细贝氏体钢，国内外对此已经进行了很多有益的探索和研究，形成了多项的科研成果和专利技术。分析这类成果和专利技术所开发的高强度贝氏体钢及相关的制造方法虽具有很多优点和进步，但仍可发现如下问题:
(O公开的高强度贝氏体钢，为了提高钢的韧性，通常采取在钢中形成铁素体+贝氏体、贝氏体+马氏体+残余奥氏体等组织，虽具有较高的韧性，但强度不足，一般低于800Mpa。如“一种组织和性能优化的低碳贝氏体钢生产方法”(CN 101705431)、“一种高性能低碳贝氏体钢及生产方法”(CN 102071362)、“一种超高强度贝氏体钢及其制造方法”(CN102251173)、“一种超低碳贝氏体钢及其`生产方法”(CN 1521285)和“一种高强度微合金低碳贝氏体钢及其生产方法”(CN 101230444)等专项技术。(2)公开的制备工艺相对简单的高强度贝氏体钢，都为(超)低碳贝氏体钢，碳含量不高，含有S1、Mn、Cr、Mo等合金元素，有的还含有Nb、V、Ti等微合金元素，能获得较好强韧性。如“一种超高强度超低碳贝氏体钢的制备方法”(CN 1916195)、“高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法”(CN 1786246)、“一种高延伸率高强度低碳贝氏体钢板及其生产方法”(CN 101942622)、“一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法”(CN 102732790)和“高强高韧性贝氏体钢”(CN 1036231)等专利技术。(3)公开的高强度贝氏体钢，为了获得较高的强度和韧性，其低温转变时间过长，即使添加了促进贝氏体相变的合金元素Co和Al等，超细贝氏体转变时间仍然很长，而且增加了钢材的生产成本。如英国剑桥大学公开的制备纳米贝氏体钢文献(F.G.Caballero,
H.K.D.B.Bhadeshia.Very Strong low temperature Bainitej Materials Scienceand Technology, 18 (2002): p.279-284.)，介绍了一种含碳为 0.8% (质量百分数)纳米贝氏体钢的制备工艺，获得超高强度纳米结构贝氏体钢，其贝氏体铁素体板条尺寸在50nm以下，组织由纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成，强度可达2.5GPa。高碳、高硅钢在低温(200 300°C)进行长时间等温转变可以获得极细小的贝氏体组织，具有超高强度和良好韧性，Bhadeshia和Caballero已经申请多项专利，比如“Method for producingan improved bainitic steel，， (EP 1200638)、“A steel and a heat treatment forsteels” (GB 2352726)、“High strength bainitic steel for OCTG applications” (WO2009065432)等专利技术。但其缺点是热处理时间长(几天甚至更长)，即使添加了可以缩短贝氏体转变时间的Co和Al等元素，低温贝氏体转变时间仍然长达几十个小时，热处理工艺周期长，无法在工业上应用。此外，在“贝氏体钢及其制造方法”(CN 102112648)中，所制的贝氏体钢虽强塑积较好，但热处理工艺复杂，而且添加了多种贵重合金元素，最低相变时间也长达8小时,不适于工业化生产。由上述分析可以看出:现有的塑性和韧性较好的贝氏体钢抗拉强度和屈服强度不高；制备工艺相对简单的高强度贝氏体钢为(超)低碳钢；提高强韧性的热处理工艺比较复杂，虽加入了较多的促进相变的贵金属元素，但相变时间仍然较长，不适于工业化生产。
发明内容
本发明旨在克服上述技术缺陷，目的是提供一种成本低廉、生产周期短和工艺简单的高强度中碳超细贝氏体钢的制备方法，所制备的中碳超细贝氏体钢性能优良。为实现上述目的，本发明采 用的技术方案是:将真空冶炼后铸成的铸坯轧制成板材，再将轧制后的板材进行低温小变形与热处理，制得高强度中碳超细贝氏体钢。所述的低温小变形与热处理工艺是:将轧制后的板材以5 10°C /s的升温速率加热至840 880°C，保温15 30min，再以10 20°C /s的降温速率降至300 330°C，然后以I 5s—1的变形速率变形25 30% ;最后在300 330 °C条件下保温I 2h，空冷至室温。所述铸坯的化学成分及其含量是:C为0.45 0.55wt%, Si为1.52 1.74wt%,Mn 为 2.63 2.82wt%, Al 为 0.02 0.04wt%, Ρ〈0.008wt%, S〈0.003wt%, Ν〈0.0042wt%,其余为Fe及不可避免的杂质。由于采用上述技术方案，本发明与现有技术相比，具有如下积极效果:
本发明是以价格低廉的S1、Mn元素为主，不需要贵重合金元素，故成本低廉；采用低温小变形促进贝氏体相变的简单热处理工艺，将贝氏体转变时间缩短为I 2小时，生产周期短。本发明制备的高强度中碳超细贝氏体钢的显微组织为纳米级的贝氏体板条+马氏体板条+残余奥氏体的超细组织。纳米级的贝氏体和马氏体组织都具有高的强度，奥氏体为韧度相，分布在贝氏体和马氏体板条上或板条之间，在受到外力作用下会发生塑性变形，吸收和消耗能量，延缓裂纹的扩展，对提高板材的韧度极其有利，应力作用较大时会发生相变诱发塑性效应(TRIP效应)，进一步提高了钢的强韧度。并且因碳的固溶强化、位错强化、贝氏体板条强化和诱发塑性强化等，使得贝氏体钢具有高的强度和优良的塑性，其综合性能优异。采用低温小变形可以加速贝氏体的转变，缩短贝氏体转变时间，然后经过随后的保温和淬火，从而得到贝氏体板条宽度为200 300nm、抗拉强度为1500 1700MPa和延伸率为12 14%的高强度中碳超细贝氏体钢。因此，本发明具有成本低廉、生产周期短和工艺简单的特点，所制备的中碳超细贝氏体钢性能优良，应用于工程机械、造船、建筑和军工等领域，具有较高实际应用价值。
具体实施例方式下面结合具体实施方式
对本发明作进一步描述，并非对本发明保护范围的限制。实施例1
一种高强度中碳超细贝氏体钢及其制备方法。将真空冶炼后铸成的铸坯轧制成板材，再将轧制后的板材进行低温小变形与热处理，制得高强度中碳超细贝氏体钢。本实施例所述的低温小变形与热处理工艺是:将轧制后的板材以5 7V /s的升温速率加热至840 852°C，保温15 20min，再以10 13°C /s的降温速率降至300 305°C，然后以I 2s—1的变 形速率变形25 26% ;最后在300 305°C条件下保温I 1.3h，空冷至室温。本实施例所述铸坯的化学成分及其含量是:C为0.45 0.48wt%, Si为1.52 1.57wt%, Mn 为 2.63 2.68wt%, Al 为 0.02 0.04wt%, Ρ〈0.008wt%, S〈0.003wt%,N〈0.0042wt%，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例所制备的高强度中碳超细贝氏体钢:贝氏体板条宽度为200 250nm，抗拉强度为1600 1700MPa，延伸率为13 14%。实施例2
一种高强度中碳超细贝氏体钢及其制备方法。将真空冶炼后铸成的铸坯轧制成板材，再将轧制后的板材进行低温小变形与热处理，制得高强度中碳超细贝氏体钢。本实施例所述的低温小变形与热处理工艺是:将轧制后的板材以7 8°C /s的升温速率加热至850 865°C，保温18 25min，再以12 16°C /s的降温速率降至305 318°C，然后以2 3s—1的变形速率变形26 28% ;最后在305 318°C条件下保温1.3 1.5h，空冷至室温。本实施例所述铸坯的化学成分及其含量是:C为0.47 0.50wt%, Si为1.57 1.62wt%, Mn 为 2.66 2.75wt%, Al 为 0.02 0.04wt%, Ρ〈0.008wt%, S〈0.003wt%,N〈0.0042wt%，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例所制备的高强度中碳超细贝氏体钢:贝氏体板条宽度为220 270nm，抗拉强度为1550 1650MPa，延伸率为12.8 13.5%。实施例3
一种高强度中碳超细贝氏体钢及其制备方法。将真空冶炼后铸成的铸坯轧制成板材，再将轧制后的板材进行低温小变形与热处理，制得高强度中碳超细贝氏体钢。本实施例所述的低温小变形与热处理工艺是:将轧制后的板材以7 9°C /s的升温速率加热至863 872°C，保温22 27min，再以15 18°C /s的降温速率降至318 325°C，然后以3 4s—1的变形速率变形27 29% ;最后在318 325°C条件下保温1.5 1.8h，空冷至室温。本实施例所述铸坯的化学成分及其含量是:C为0.50 0.53wt%，Si为1.62 1.68wt%, Mn 为 2.75 2.80wt%, Al 为 0.02 0.04wt%, Ρ〈0.008wt%, S〈0.003wt%,N〈0.0042wt%，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例所制备的高强度中碳超细贝氏体钢:贝氏体板条宽度为230 290nm，抗拉强度为1530 1600MPa，延伸率为12.3 13.1%。实施例4
一种高强度中碳超细贝氏体钢及其制备方法。将真空冶炼后铸成的铸坯轧制成板材，再将轧制后的板材进行低温小变形与热处理，制得高强度中碳超细贝氏体钢。本实施例所述的低温小变形与热处理工艺是:将轧制后的板材以8 10°C /s的升温速率加热至870 880°C，保温25 30min，再以16 20°C /s的降温速率降至325 330°C，然后以4 5s—1的变形速率变形28 30% ;最后在325 330°C条件下保温1.7 2h，空冷至室温。本实施例所述铸坯的化学成分及其含量是:C为0.52 0.55wt%, Si为1.67
1.74wt%, Mn 为 2.78 2.82wt%, Al 为 0.02 0.04wt%, Ρ〈0.008wt%, S〈0.003wt%,N〈0.0042wt%，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例所制备的高强度中碳超细贝氏体钢:贝氏体板条宽度为250 300nm，抗拉强度为1500 1570MPa，延伸率为12 12.8%。本具体实施方式
是以价格低廉的S1、Mn元素为主,不需要贵重合金元素,故成本低廉；采用低温小变形促进贝氏体相变的简单热处理工艺，将贝氏体转变时间缩短为I 2小时，生产周期短。本具体实施方式
制备的高强度中碳超细贝氏体钢的显微组织为纳米级的贝氏体板条+马氏体板条+残余奥氏体的超细组织。纳米级的贝氏体和马氏体组织都具有高的强度，奥氏体为韧度相，分布在贝氏体和马氏体板条上或板条之间，在受到外力作用下会发生塑性变形，吸收和消耗能量，延缓裂纹的扩展，对提高板材的韧度极其有利，应力作用较大时会发生相变诱发塑性效应(TRIP效应)，进一步提高了钢的强韧度。并且因碳的固溶强化、位错强化、贝氏体板条强化和诱发塑性强化等，使得贝氏体钢具有高的强度和优良的塑性，其综合性能优异。采用低温小变形可以加速贝氏体的转变，缩短贝氏体转变时间，然后经过随后的保温和淬火，从而得到贝氏体板条宽度为200 300nm、抗拉强度为1500 1700MPa和延伸率为12 14%的高强度中碳超细贝氏体钢。因此，本具体实施方式
具有成本低廉、生产周期短和工艺简单的特点，所制备的中碳超细贝氏体钢性能优良，应用于工程机械、造船、建筑和军工等领域，具有较高实际应用价值。
权利要求
1.一种高强度中碳超细贝氏体钢的制备方法，其特征在于将真空冶炼后铸成的铸坯轧制成板材，再将轧制后的板材进行低温小变形与热处理，制得高强度中碳超细贝氏体钢； 所述的低温小变形与热处理工艺是:将轧制后的板材以5 10°C /s的升温速率加热至840 880°C，保温15 30min，再以10 20°C /s的降温速率降至300 330°C，然后以I 5s—1的变形速率变形25 30% ;最后在300 330 °C条件下保温I 2h，空冷至室温； 所述铸坯的化学成分及其含量是:c为0.45 0.55wt%, Si为1.52 1.74wt%, Mn为2.63 2.82wt%,Al 为 0.02 0.04wt%, P<0.008wt%, S<0.003wt%, N<0.0042wt%，其余为 Fe及不可避免的杂质。
2.一种高强度中碳超细贝氏体钢，其特征在于所述中碳超细贝氏体钢为根据权利要求1所述高强度中碳超细贝氏体钢的制备方法所制造的高 强度中碳超细贝氏体钢。
全文摘要
本发明涉及一种高强度中碳超细贝氏体钢及其制备方法。其技术方案是将真空冶炼后铸成的铸坯轧制成板材，再将轧制后的板材以5～10℃/s的升温速率加热至840～880℃，保温15～30min，再以10～20℃/s的降温速率降至300～330℃，然后以1～5s-1的变形速率变形25～30%；最后在300～330℃条件下保温1～2h，空冷至室温。所述铸坯的化学成分及其含量是C为0.45～0.55wt%，Si为1.52～1.74wt%，Mn为2.63～2.82wt%，Al为0.02～0.04wt%，P<0.008wt%，S<0.003wt%，N<0.0042wt%，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明具有成本低廉、生产周期短和工艺简单的特点，所制备的中碳超细贝氏体钢性能优良。
文档编号C22C38/06GK103160667SQ20131008325
公开日2013年6月19日 申请日期2013年3月15日 优先权日2013年3月15日
发明者徐光 , 胡张薇, 张晨, 薛正良, 张云祥 申请人:武汉科技大学