一种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢及其制备方法
【专利摘要】本发明一种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢及其制备方法，属于金属材料加工技术领域。该材料为冷轧钢板经连续退火热处理得到，其化学成分重量百分比为C：≤0.30%、Si：1.05~1.75%、Mn：1.25~2.45%、V：0.15~0.25%、余量为Fe和不可避免的杂质，平均晶粒尺寸小于5μm，材料的组织由板条状和粒状复合贝氏体、铁素体、残余奥氏体构成，板条贝氏体与粒状贝氏体所占体积之比为0.8~1.0，材料的屈服强度超过600MPa，抗拉强度超过1100MPa，总伸长率超过30%，强塑积超过30GPa·%，达到了第三代汽车用钢的性能要求，具有良好的强塑性能，同时成本低廉且制备工艺简单。
【专利说明】
一种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢及其制备方法
技术领域 本发明属于金属材料加工技术领域，涉及一种室温组织为板条状和粒状复合贝氏体、 铁素体、残余奥氏体复相组织钢以及具有高强塑积的钒微合金化超细晶组织汽车用钢及其 制造方法。
【背景技术】 汽车工业的发展一直以来都对工业经济乃至国民经济具有重要的作用，上世纪六七十 年代以来，北美、日本和西欧的汽车工业先后进入到飞速发展的阶段，汽车工业的技术理念 不断发展革新，而到了 21世纪中国汽车行业迎来了高速稳定发展的黄金阶段，截至2015年 中国汽车产销量双双突破2400万辆，超过了全球产销量的1/4以上，汽车产销稳居全球第 一。面对当前汽车行业的不断发展，汽车在能耗、环保和安全领域的问题上日益突出，汽车 轻量化成为行业发展的新方向，开发高强度、高塑性、低密度、高抗疲劳新型汽车用钢是实 现汽车轻量化的可行途径。通过提高汽车用钢的强塑积，不仅能够减少材料的消耗以达到 降低整车重量的目的，同时还能保证车身强度与安全性能，开发应用潜力巨大。 由于低合金高强汽车用钢中合金元素的添加量相对较少，要想提高材料的强塑积性 能，需对其制备工艺与组织状态进行合理的设计与控制，获得一定配比的铁素体、贝氏体、 马氏体以及残余奥氏体双相或多相共存的超细晶粒组织钢，确保材料具有高强度、高塑性、 高韧性、低密度、高抗疲劳的良好综合性能。中国专利申请CN201110280804.8介绍了一种 1 OOOMPa级以上冷乳TRIP钢的制备方法，该材料成分设计时进行了 Nb、V复合添加，此外还加 入了 0.8~l.Owt%的A1，较高的A1会阻碍完全奥氏体化还会使得Ms点升高，其两相区温度 与贝氏体区温度可操作区间较小，材料的室温组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体，伸长率 在1 8 %以上，综合性能低于本发明中的复合贝氏体高强韧钢。中国专利申请 CN201210411320.7介绍了一种高强塑积TRIP钢板的制备方法，该材料复合添加 Nb、V、Ti、 Cr、Mo微合金元素，由冷乳板经罩式退火炉退火后得到一种具有马氏体、奥氏体以及少量铁 素体组织钢，其强塑积性能超过了30GPa · %，然而所属材料合金系统复杂并加大了冶炼难 度，此外退火保温时间较长降低了生产效率并加大了能源消耗。中国专利申请 CN200910046581.1介绍了一种超细晶贝氏体高强钢的制造方法，该材料中添加了 Cr、Nb、 Ti、Zr微合金元素，通过TMCP制工艺与加速冷却工艺得到一种超细晶贝氏体组织钢，材料的 抗拉强度在SOOMPa左右，延伸率低于20%，综合性能低于本发明中的复合贝氏体高强韧钢。 综上所述，本发明中的复合贝氏体高强韧钢通过调整热处理过程工艺参数，经两相区 退火与贝氏体区等温热处理工艺后，在室温下材料具有板条状与粒状复合贝氏体、铁素体、 残余奥氏体的多相组织结构。结果显示当材料中各组织所占的体积分数在一定的范围时， 尤其是当板条贝氏体与粒状贝氏体的体积之比在0.8~1.0的比例范围，材料的强塑积将得 到显著的提高，同时组织分布均匀且晶粒尺寸细小，材料平均晶粒尺寸小于5μπι。在变形过 程中各组织之间相互协调配合，复合贝氏体组织能够提高材料的强韧性，亚稳残余奥氏体 发生相变诱导塑性效应，使得材料能够承受较大的载荷与变形，具有很好的塑性和抗冲击 性能，其屈服强度RP彡600MPa，抗拉强度Rm>1100MPa，断后伸长率A彡30%，强塑积彡 30GPa · %。由于这种复合贝氏体高强钢的合金成分含量低，可以充分利用外国丰富的钒资 源优势，同时其生产制备工艺简单，并且综合性能优异，是新型汽车用钢的理想材料。
【发明内容】
针对新型汽车用钢对材料强度与塑性的要求，本发明提供一种超细晶复合贝氏体高强 韧汽车用钢及其制备方法，材料具有超细均匀的晶粒组织，板条状与粒状复合贝氏体、铁素 体、残余奥氏体组织间相互协调配合，具有良好的成形性能，其强塑积达到了第三代汽车用 钢的性能要求。 本发明的技术方案是:一种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢，其化学成分重量百分 比为：C:彡0.30%、511.05~1.75%、]?11:1.25~2.45%、￥:0.15~0.25%、余量为卩6和不可 避免的杂质。 本法发明的另一目的是提供超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢的制备方法，具体包括 以下步骤： 步骤1:按照设计成分称取原料，进行冶炼、连铸，得到热乳板，将热乳板经酸洗后冷乳， 冷乳压下率为45%~65%，得到厚度为1.5~2.0mm冷乳薄板； 步骤2:将步骤1制备得到冷乳薄板以5~25 °C/s升温至奥氏体、铁素体两相区780~880 。(:温度，保温2~3min，备用； 步骤3:将步骤2处理后的：钢板以30-60°C/s的冷却至至贝氏体转变温度区域的350~ 430°C温度，保温6~7min; 步骤4:将步骤3处理后的钢板以20-40°C/s的冷速冷却至室温，即得到超细晶复合贝氏 体高强韧汽车用钢。 进一步，所述超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢的组织为板条贝氏体+粒状贝氏体+铁 素体+残余奥氏体，各个组织的体积比为:板条贝氏体20 %~30 %、粒状贝氏体20 %~30 %、 铁素体30%~50%、残余奥氏体10%~18%;所述超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢的平 均晶粒尺寸小于5μηι。 进一步，所述板条贝氏体与粒状贝氏体两种组织所占体积之比为〇. 8~1.0。 进一步，所述超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢其屈服强度RP>600MPa，抗拉强度1 彡llOOMPa，断后伸长率A彡30%，强塑积彡30GPa · %。 本发明材料中主要元素的作用为： C是奥氏体形成的重要元素，也是稳定奥氏体的主要元素，奥氏体在向贝氏体转变过程 中同时发生C元素的扩散，残余奥氏体中C元素富集从而使得其在室温下能够稳定存在，C含 量的增加还能够提高材料的强度。 Si能抑制渗碳体等碳化物的析出，降低了铁素体中固溶的C，提高奥氏体中C含量，从而 保证在室温下获得足够的稳定残余奥氏体。 Μη的主要作用是增强奥氏体稳定性，延长其转变孕育期，使铁素体和贝氏体转变容易 控制，同时也促使Ms降低，形成一定体积的富碳的残余奥氏体。 V在加热保温的过程中能够抑制晶粒长大，提高晶粒粗化温度，从而在一定程度上细化 晶粒组织;此外V还是强碳化物构成元素，它在钢中主要以微量固溶于铁素体或形成碳氮化 钒第二相这两种形式存在，起到析出强化的作用。
[0009] 本发明通过合理的元素配比经乳制成形与热处理工艺，制备得到一种具有超细晶 粒组织的复相组织高强韧汽车用钢，板条贝氏体与粒状贝氏体的体积之比控制在0.8~1.0 之间，保证材料具有较高的强韧性，亚稳残余奥氏体诱导相变效应还能进一步提高材料的 塑性，V和C形成的析出相还能产生析出强化效应，再加上细晶强化效应都能在不同程度上 提尚材料的综合性能。
【附图说明】
[0010] 图1为本发明实施例1中的高强钢的扫描组织图像。 图2为本发明实施例1中的高强钢的扫描组织图像。 图3为本发明实施例1中的高强钢的扫描组织图像。 图4为本发明实施例中的高强钢的透射电子显微镜组织图像。 图5为本发明实施例中的高强钢的XRD检测结果图像。 【具体实施方式】 下面结合具体实施例对本发明的技术方案作进一步说明。 实施例1: 首先按照上述成分范围进行冶炼、连铸，然后检测铸坯的成分，见表1。 表1铸还的成分(wt·%)
具体热处理工艺参数见表2。 表2热处理工艺参数
按照表1和表2制得的高强汽车用钢的力学性能见表3。 表3力学性能
按照表1和表2制备得到的高强汽车用钢通过XRD测得残奥体积分数，同时计算其他各 相体积分数，结果见图5和表4。 表4不同组织含量
从表3可以看出各个力学性能均达到所要求的性能指标，屈服强度为692MPa，抗拉强度 为1116MPa，伸长率为31 %，强塑积34.6GPa · %。扫描照片如图1所示，透射照片如图4所示， 组织为板条贝氏体+粒状贝氏体+铁素体+残余奥氏体，板条状和粒状贝氏体分别占总体积 的21 %和25%，两者体积之比为0.84,铁素体体积分数为40%，残余奥氏体体积分数为 14%，主要以块状分布于铁素体晶界或以薄膜状分布于贝氏体板条之间。 实施例2: 首先按照上述成分范围进行冶炼、连铸，然后检测铸坯的成分，见表5。 表5铸还的成分(wt·%)
具体热处理工艺参数见表6。 表6热处理工艺参数
按照表5和表6制备得到的高强塑积汽车用钢的力学性能见表7。 表7力学性能
按照表5和表6制得的高强汽车用钢通过XRD测得残奥体积分数，同时计算其他各相体 积分数，结果见图5和表4。 表8不同组织含量
从表7可以看出各个力学性能均达到所要求的性能指标，屈服强度为669MPa，抗拉强度 为1136MPa，伸长率为30 %，强塑积34. lGPa · %。扫描照片如图2所示，透射照片如图4所示， 组织为板条贝氏体+粒状贝氏体+铁素体+残余奥氏体，板条状和粒状贝氏体分别占总体积 的24%和26%，两者的体积之比为0.92,铁素体体积分数为35%，残余奥氏体体积分数为 15%，主要以块状分布于铁素体晶界或以薄膜状分布于贝氏体板条之间。 实施例3: 首先按照上述成分范围进行冶炼、连铸，然后检测铸坯的成分，见表9。 表9铸还的成分(wt·%)
具体热处理工艺参数见表10。 表10热处理工艺参数
按照表9和表10制得的高强塑积汽车用钢的力学性能见表11。 表11力学性能
按照表9和表10制备得到的高强汽车用钢通过XRD测得残奥体积分数，同时计算其他各 相体积分数，结果见图5和表4。 表12不同组织含量
从表11可以看出各个力学性能均达到所要求的性能指标，屈服强度为654MPa，抗拉强 度为1163MPa，伸长率为30%，强塑积34.9GPa · %。扫描照片如图3所示，透射照片如图4所 示，组织为板条贝氏体+粒状贝氏体+铁素体+残余奥氏体，板条状和粒状贝氏体分别占总体 积的21%和26%，两者的体积之比为0.81，铁素体体积分数为38%，残余奥氏体体积分数为 15%，主要以块状分布于铁素体晶界或以薄膜状分布于贝氏体板条之间。 按照上述实施例的成分和工艺参数制备的试样，各个力学性能均达到所要求的性能指 标，屈服强度>600MPa，抗拉强度>1 lOOMPa，断后伸长率30%，强塑积彡30GPa · %。透射 电镜照片如图4所示，由板条状与粒状复合贝氏体、铁素体、残余奥氏体组成，板条贝氏体与 粒状贝氏体所占体积之比为0.8~1.0,组织晶粒均匀细小，平均晶粒尺寸小于5μπι。残余奥 氏体主要以块状分布于铁素体晶界或以薄膜状分布于贝氏体板条界面处，在变形时发生相 变诱导塑性效应使材料的变形能力提高，复合形态的贝氏体组织还能够提高材料的强韧性 能，材料具有优异的综合力学性能，强塑积满足第三代汽车用钢的要求。 最后所应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照实 施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应该理解，对本发明的技术方案进 行修改或者等同替换，都不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权 利要求范围当中。
【主权项】
1. 一种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢，其特征在于，该汽车用钢的化学成分重量 百分比为：C:彡O · 30%、Si : 1 · 05~1 · 75%、Mn: 1 · 25~2 · 45%、V: O · 15~O · 25%、余量为Fe和不可避 免的杂质。2. -种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢，其特征在于，该汽车用钢的化学成分重量 百分比为:C: 0.20%、Si : 1.54%、Mn: 2.05%、V: 0.21 %、余量为Fe和不可避免的杂质。3. -种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢，其特征在于，该汽车用钢的化学成分重量 百分比为:C:0.21%、Si : 1.05%、Mn: 1.95%、V:0.22%、余量为Fe和不可避免的杂质。4. 一种超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢，其特征在于，该汽车用钢的化学成分重量 百分比为:C: 0.19%、Si : 1.34%、Mn: 2.05%、V: 0.18%、余量为Fe和不可避免的杂质。5. -种制备如权利要求1-4任意一项所述的高强韧汽车用钢的方法，其特征在于，包括 以下步骤： 步骤1:按照设计成分称取原料，进行冶炼、连铸，得到热乳板，将热乳板经酸洗后冷乳， 冷乳压下率为45%~65%，得到厚度为1.5~2.0 mm冷乳薄板； 步骤2:将步骤1制备得到冷乳薄板以5~25°C/s升温至奥氏体、铁素体两相区780~880°C 温度，保温2~3min，备用； 步骤3:将步骤2处理后的：钢板以30-60°C/s的冷却至至贝氏体转变温度区域的350~ 430°C温度，保温6~7min; 步骤4:将步骤3处理后的钢板以20-40°C/s的冷速冷却至室温，即得到超细晶复合贝氏 体高强韧汽车用钢。6. 根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述超细晶复合贝氏体高强韧汽车用 钢的各个组织的体积比为:板条贝氏体20%~30%、粒状贝氏体20%~30%、铁素体30%~50%、残余 奥氏体10%~18%;所述超细晶复合贝氏体高强韧汽车用钢的平均晶粒尺寸小于5μπι。7. 根据权利要求6所述的材料室温组织，其特征在于，板条贝氏体与粒状贝氏体两种组 织所占体积之比为〇. 8~1.0。8. 根据权利要求5所述的超细晶复合贝氏体高强复相钢及其制备方法，其特征在于，材 料的屈服强度Rp彡600MPa，抗拉强度R m> IIOOMPa，断后伸长率A彡30%，强塑积彡30GPa · %。
【文档编号】C22C38/02GK105950970SQ201610302866
【公开日】2016年9月21日
【申请日】2016年5月9日
【发明人】于浩, 卢军, 李莉莉, 宋成浩
【申请人】北京科技大学