1300MPa级超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法与流程

本发明属于钢铁材料工程领域，涉及一种双相钢及其制备方法，特别是一种1300MPa级超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法。

背景技术：

传统铁素体/马氏体双相钢屈强比较低，初始加工硬化速率高且塑韧性良好。但由于铁素体和马氏体间强度差异较大，微裂纹容易沿着铁素体/马氏体相界面扩展扩，从而导致扩孔性能不佳，在扩孔翻边工序中常出现开裂。而铁素体/贝氏体双相钢则是用韧性更好的贝氏体替代了马氏体，具有比铁素体/马氏体双相钢更好的翻边和扩孔性能，以及更好的拉伸性能和冲击韧性，更适于制造形状复杂的汽车零部件（如车轮、底盘、悬挂等）、工程机械零部件和抗大应变管线。

目前，铁素体/贝氏体双相钢主要用低碳低合金钢（包括微合金化和非微合金化的）通过控轧控冷的方法制备，制备方法已在多项专利中公开，例如申请号为200910169738.X的中国专利公开了一种高抗拉强度热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法，该抗拉强度在514~535MPa之间，屈强比在0.63以上，但是在抗拉强度还是比较低，韧性不够。为了获得具有更优异综合力学性能的铁素体/贝氏体双相钢，科研工作者分别对其铁素体和贝氏体组织进行了深入的研究和改善。首先将铁素体组织进行细化，使铁素体晶粒尺寸细化至微米级(1~4 μm)，即超细铁素体组织，超细铁素体因其较高的强度而使双相钢性能提高；其次贝氏体组织也在不断改进，无碳化物贝氏体、低温贝氏体等具有优异强韧性的贝氏体组织也逐步被运用到双相钢中，超细铁素体和高强韧贝氏体结合的双相钢成为当今科研学者研究的重点和热点。

技术实现要素：

本发明要解决的技术问题提供一种工艺简单、制备效率高、易于精确控制、质量稳定性高的1300MPa级超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法，其将中碳含硅低合金钢淬火马氏体组织加热到A_c1以下温度，保温后出炉进行温轧或冷轧变形，然后加热至“α+γ”两相区部分奥氏体化，再放入温度稍高于两相区奥氏体的马氏体开始点的盐浴炉中进行等温贝氏体转变，空冷至室温，得到超细晶铁素体/低温贝氏体双相组织。其工艺简单，形成的双相钢具有超高强度和良好塑性。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：

一种1300MPa级超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，其化学成分按重量百分比为：C 0.28~0.32、Si 1.7~2.1、Mn 1.5~1.7、Cr1.1~1.4、Ni 0.8~1.2、W 0.6~0.8、P≤0.02、S≤0.02，其余为Fe和不可必避免的杂质；其金相组织为超细晶铁素体和低温贝氏体，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5~2μm、体积含量为20~35%，低温贝氏体的板条尺寸为75~300 nm。

所述1300MPa级超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢抗拉强度不小于1300 MPa，屈强比为0.50~0.65，延伸率不小于12%。

本发明还提供了两种上述1300MPa级超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的制备方法，其中一种方法包括以下步骤：

A、炼钢：按照钢材的设计要求计算投料比例、熔炼、并浇注成钢锭；

B、退火、热轧：将所述钢锭退火、热轧，热轧后空冷至室温，得热轧板坯；

C、淬火：将所述热轧板坯加热至800~1000℃、保温20~40min，然后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯；

D、温轧：将所述淬火板坯在450~550℃条件下保温1h，得回火屈氏体组织的板坯，然后将回火屈氏体组织的板坯在500~600℃经5~7道次、进行总压下量为30~50%的轧制变形，空冷至室温，得温轧板材；

E、热处理：将所述温轧板材在760~780℃条件下，保温3~5h，然后迅速放入260~320℃的盐浴炉中等温1.5~10 h，再出炉空冷至室温。

另一种方法，包括以下步骤：

A、炼钢：按照钢材的设计要求计算投料比例、熔炼、并浇注成钢锭；

B、钢锭加热至1200~1250℃保温3~5 h进行均匀化处理；然后空冷至1180℃开轧，终轧温度不低于880℃，经过5~6道次轧制，最终轧制成18~20 mm厚的热轧板坯，热轧板坯空冷至室温；

C、淬火和回火：将经过步骤B处理的热轧板坯重新加热至850~950℃保温20~40 min后，迅速放入油中淬火冷却至室温，然后放入480~520℃的炉子中保温1 h，出炉空冷至室温，制得回火屈氏体组织的板坯；

D、冷轧：将回火后的板坯进行总压下量40%的多道次冷轧变形，得到12 mm厚的冷轧板材；

E、热处理：将冷轧板材放入温度为760~780℃的炉子中，保温3~5h后，迅速放入温度为260~320℃的盐浴炉中恒温保持1.5~10 h，然后出炉空冷至室温，得超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢板材。

低温贝氏体是本世纪初开发的由极薄的板条贝氏体和其间的薄膜状残余奥氏体组成的组织，是含硅重量百分比1.5%以上的高碳合金钢在稍高于马氏体开始点温度进行低温等温贝氏体转变得到的。由于转变温度低，故得到的贝氏体板条厚度较薄，甚至达到了几十纳米；又由于硅元素对等温转变过程中碳化物析出的抑制作用，故在贝氏体板条间形成了残余奥氏体而无碳化物析出。所以又称该组织为无碳化物纳米结构贝氏体。极细小的板条贝氏体导致高强度，薄膜状的残余奥氏体的转变诱发塑性效应可以进一步改善塑韧性、降低屈强比并提高成形性。那么，用低温贝氏体代替传统双相钢的硬相，再将软相铁素体晶粒进行细化，即可得到细晶粒铁素体/低温贝氏体双相钢，这将使双相钢性能进一步提高。

上述技术方案的物理冶金学原理是：马氏体加热到A_c1以下温度保温，得到回火屈氏体组织，经轧制形变后，加热到“α+γ”两相区保温，发生铁素体再结晶并形成部分奥氏体。由于回火屈氏体保持了淬火马氏体的细化组织形态，其轧制变形后加热再结晶会形成细小的铁素体等轴晶粒，得到超细晶铁素体；与此同时，加热温度超过A_c1（A_c1是所说的“α+γ”两相区的最低温度）则发生奥氏体转变，由于加热温度在两相区，奥氏体晶粒长大受到较大限制，故形成了细晶奥氏体。这样，在两相区加热保温过程会形成“超细晶铁素体+细晶奥氏体”组织，随后在盐浴炉中进行低温（稍高于此细晶奥氏体的马氏体开始点）等温过程中，细晶奥氏体发生贝氏体转变，而超细晶铁素体基本不发生变化。由于较高的硅含量抑制了碳化物在等温贝氏体转变过程析出，所以奥氏体转变为在贝氏体板条间分布薄膜状残余奥氏体的无碳化物贝氏体组织，即低温贝氏体组织。那么，冷却到室温后就得到了超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢。

采用上述技术方案产生的有益效果在于：（1）本发明的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的组织得到了超细化，其抗拉强度不小于1300MPa，甚至高达1500MPa、屈强比为0.48~0.63、延伸率不小于12%，具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件；（2）本发明的制备工艺流程简单易行、容易控制，有利于实现工业化生产，只需要精确控制热处理的温度即可控制产品质量，制备效率高。

附图说明

图1是实施例1制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片；

图2是实施例1制备的双相钢试样的拉伸曲线；

图3是实施例2制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片；

图4是实施例5制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片；

图5是实施例5~7制备的双相钢试样的拉伸曲线；

图6是实施例8~10制备的双相钢试样的拉伸曲线。

具体实施方式

实施例1

A、按照质量百分比为C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P 0.01、S 0.01，其余为Fe和不可必避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭。

B、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温4 h均匀化处理，出炉空冷至1180℃开轧，终轧温度为880℃，经过6道次轧制，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯，轧后空冷至室温。

上述步骤A和步骤C中的熔炼和退火、热轧均是常规的步骤。

C、淬火：将所述热轧板坯加热至900℃、保温30min，然后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

D、温轧：将所述淬火板坯放入500℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量40%的多道次轧制变形，得12mm厚的温轧板材。

E、热处理：将所述温轧板材放入温度为760℃的炉子中，保温5h，然后迅速放入260℃的盐浴炉中等温10 h，再出炉空冷至室温。

对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析，其微观组织照片参见图1，从图中可以看出：本实施例制备了超细晶铁素体和贝氏体双相钢，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5~2μm，体积含量约为30%。

将本实施例的板材制作试样，按照GB/T228.1-2010标准进行拉伸试验，其应力-应变曲线参见图2，测得试样的抗拉强度（）为1383MPa、屈服强度（）为775 MPa、延伸率（）为14%，计算得屈强比为0.56，强塑积为19362 MPa·%。具体参见表1的数据。

表1 实施例1-4中双相钢的微观结构和力学性能

上述结果表明：本实施例制得了超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好。可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件。

实施例2

将按照实施例1得到的温轧板材放入温度为760℃的炉子中，保温5 h后，迅速放入温度为290℃的盐浴炉中等温10 h，然后出炉空冷至室温。其SEM照片参见图3，力学性能测试结果如表1所示。

实施例3

A、按照质量百分比为C 0.28、Si 1.7、Mn 1.7、Cr 1.1、Ni 1.2、W 0.6、P 0.01、S 0.01，其余为Fe和不可必避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭。

B、退火、热轧：将钢锭加热至1200℃保温5 h均匀化处理，出炉空冷至1180℃开轧，终轧温度为880℃，经过7道次轧制，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯，轧后空冷至室温。

C、淬火：将所述热轧板坯加热至850℃、保温60min，然后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

D、温轧：将所述淬火板坯放入480℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量35%的多道次轧制变形，得13mm厚的温轧板材；

E、热处理：将所述温轧板材在780℃条件下，保温3h，然后迅速放入290℃的盐浴炉中等温3h，再出炉空冷至室温。

对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析和拉伸试验，结果参见表1。

上述结果表明：本实施例制得了超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好。

实施例4

A、按照质量百分比为C 0.32、Si 2.1、Mn 1.5、Cr 1.4、Ni 0.8、W 0.8、P 0.01、S 0.01，其余为Fe和不可必避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭。

B、退火、热轧：将钢锭加热至1250℃保温2 h均匀化处理，出炉空冷至1180℃开轧，终轧温度为880℃，经过7道次轧制，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯，轧后空冷至室温。

C、淬火：将所述热轧板坯加热至950℃、保温20min，然后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

D、温轧：将所述淬火板坯在550℃条件下保温1h，然后立即进行总压下量50%的多道次轧制，得10mm厚的温轧板材；

E、热处理：将温轧板材放入温度为780℃的炉子中，保温3 h后，迅速放入温度为320℃的盐浴炉中等温1.5 h，然后出炉空冷至室温。

对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析和拉伸试验，结果参见表1。

上述结果表明：本实施例制得了超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好。

实施例5

A、按照质量百分比为C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P 0.01、S 0.01，其余为Fe和不可必避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭；

B、钢锭加热至1220℃保温4 h均匀化处理，出炉空冷至1180℃开轧，终轧温度为880℃，经过6道次轧制，第一、二道次压下量分别为40和30 mm，后四道次压下量均为20 mm，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯，轧后空冷至室温；

C、将热轧板坯重新加热至900℃保温30 min后，迅速放入油中淬火冷却至室温，然后放入500℃的炉子中保温1 h，出炉空冷至室温，制得回火屈氏体组织的板坯；

D 、将回火后的板坯进行总压下量40%的多道次冷轧变形，得到12 mm厚的冷轧板材；

E、将冷轧板材放入温度为760℃的炉子中，保温5 h后，迅速放入温度为260℃的盐浴炉中等温10 h，然后出炉空冷至室温，制得超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢板材。其微观组织的扫描电镜照片参见图4。从图中可以看出：超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5~2μm，体积含量约为35%。

将本实施例的板材制作试样，按照GB/T228.1-2010标准进行拉伸试验，其应力-应变曲线参见图5，从图中可以看出：拉伸载荷作用开始后，应力应变曲线首先进入弹性变形阶段，即随着应变的增加，拉伸应力也相应地呈线性增加趋势；随着拉伸载荷作用时间的增长，曲线逐渐过渡到屈服阶段，在该阶段，曲线中并没有出现明显的平台或锯齿状，因此推断该过程为连续屈服；进一步延长载荷作用时间，曲线进入均匀塑性变形阶段，曲线上升并达到材料的抗拉强度；试样在此后继续产生不均匀塑性变形，在局部区域产生颈缩，达到极限值后，试样断裂。

根据试样的应力-应变曲线，测得试样的抗拉强度（）、屈服强度（）和延伸率（）结果如表2所示。

表2 实施例5、7、8和10中制备的试样组织参数及力学性能

本实施例表明：本实施例制备的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件。

实施例6~7

与实施例1不同的是，步骤D中将冷轧板材放入温度为760℃的炉子中，保温5 h后，分别在温度为275℃（实施例6）和290℃（实施例7）的盐浴炉中等温10 h，然后出炉空冷至室温。其拉伸曲线和试验的结果参见图5和表2。

实施例8~10

与实施例1不同的是，步骤D中将冷轧板材放入温度为780℃炉中，保温3 h后，然后分别迅速放入温度为290、305和320℃的盐浴炉中等温3 h，然后出炉空冷至室温。其拉伸试验曲线和结果分别参见图6和表2。