一种具有双峰铁素体晶粒分布的超细晶马氏体铁素体双相钢及其生产工艺的制作方法

本发明属于冶金材料技术领域，特别涉及一种具有双峰铁素体晶粒分布的超细晶马氏体铁素体双相钢及其生产工艺。

背景技术：

马氏体铁素体双相钢以其良好的强度和塑性匹配、高的初始加工硬化率、高的碰撞能量吸收能力而成为重要的汽车用钢，并得到广泛的应用，但是高强度双相钢因强度的提高使塑性下降，无法满足深冲性能的要求，限制了其在冲压件方面的应用。

细化晶粒能在提高多晶体强度的同时，也使其塑性与韧性得以提高。人们把超细晶的概念引入到双相钢中，迄今为止国内外学者利用不同的方法制备超细晶双相钢，其晶粒尺寸达到了3μm以下。虽然，超细晶双相钢具有较好的强塑性匹配，但是，由于晶粒的细化，导致其屈强度提高，屈强比增加。而且其均匀延伸率与细化之前相比也减小了。

以往为了解决超细晶铁素体钢加工硬化率较低，造成其均匀延伸率低的问题，采用在超细晶组织中引入适量的相对粗大的晶粒，即造成晶粒尺寸双峰分布的晶粒结构，可以在强度损失很小的情况下极大提高延伸率。如中国发明专利公开说明书cnc1632138a公开了20crmnti钢获得双峰晶粒尺寸分布超细晶组织的工艺方法，原马氏体形成超细晶组织，而原铁素体形成较为粗大晶粒组织，获得了主要由直径为50～200nm和1～2μm的晶粒组成的双峰晶粒尺寸分布的组织。中国发明专利公开说明书cn101671772a公开了超细晶铁素体和纳米碳化物低碳钢板材的制备方法，采用马氏体+铁素体双相组织温轧，双相组织中马氏体是呈岛状分布的硬相，铁素体是软相；铁素体晶粒平均直径为0.7～1.2μm，碳化物颗粒平均直径为65～86nm。虽然超细晶双相钢中由于硬质相马氏体的存在，其加工硬化率得到了提高，但是其均匀延伸率与粗晶双相钢相比依然较低。

所以，如何提高超细晶马氏体铁素体双相钢的均匀延伸率，是本领域技术人员目前需要解决的技术问题。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种超细晶马氏体铁素体双相钢的生产工艺，得到的超细晶马氏体铁素体双相钢具有低的屈强比和高的均匀延伸率。

为了实现以上发明目的，本发明提供一种超细晶马氏体铁素体双相钢的生产工艺，经冶炼、浇铸、锻造、热轧制得钢坯，将所述钢坯进行热处理，包括以下工序：均匀化退火(homogenizingannealing)、正火(normalized)、温轧(warmrolled)和连续退火(continuousannealing)；

均匀化退火和正火的目的是消除钢坯中的带状组织，使组织细小均匀化。

温轧后得到了细化的铁素体晶粒，碳化物粒子发生偏聚。为后续的连续退火阶段提供了原始组织。

所述的连续退火包括三个阶段：

(1)以40℃/s～80℃/s的速率加热到ac1温度；

(2)以1℃/s～5℃/s的速率继续升温到740～800℃；

(3)淬火。

在连续退火阶段，钢板首先以40～80℃/s的加热速率加热到ac1温度后以1～5℃/s加热到退火温度。在快速加热阶段，由于加热速率较快，铁素体只发生部分再结晶，在达到奥氏体相变温度(ac1)后，进入慢速加热阶段，奥氏体相变与铁素体再结晶同时发生，两者相互影响，细化铁素体和奥氏体的晶粒尺寸，而已再结晶的铁素体在这阶段长大。另外，由于温轧后使得组织中碳化物分布不均匀，在高密度碳化物富集区，奥氏体的形核密度增加，阻止了铁素体的生长。在低密度碳化物富集区，由于奥氏体形核密度较低，铁素体发生再结晶和长大的阻力减小，产生了相对粗大的铁素体晶粒。

上述几个阶段相互配合，达到细化铁素体马氏体双相钢晶粒的目的，并使得铁素体晶粒具有双峰分布的特征，得到的铁素体马氏体双相钢板带具有较高的均匀延伸率和较低的屈强比。

优选地，所述的温轧是在450～600℃，进行温轧后空冷。

优选地，所述的正火是在900～950℃，正火处理30～60min。

优选地，所述的均匀化退火是在1100～1200℃，均匀化退火10～15h。

优选地，所述热轧的终轧温度为800～850℃，热轧后空冷到室温。

优选地，所述钢坯的成分，以重量百分比计，c0.08％～0.15％，mn1.60％～2.00％，si0.05％～0.10％，al0.35％～0.45％，mo0.15％～0.20％，cr0.35％～0.40％，nb0.035％～0.04％，余量为fe。

本发明的另一目的是提供上述生产工艺得到的超细晶马氏体铁素体双相钢，所述超细晶马氏体铁素体双相钢具有双峰铁素体晶粒分布的特征，细晶部分铁素体晶粒尺寸为0.5～3μm，粗晶部分铁素体晶粒尺寸为3～8μm。

优选地，所述马氏体的晶粒小于3μm。

优选地，室温下，所述超细晶马氏体铁素体双相钢的抗拉强度大于900mpa，均匀延伸率大于14％，屈强比小于0.5。本发明的有益效果：

本发明提供的超细晶马氏体铁素体双相钢的生产工艺使奥氏体晶粒发生细化，铁素体晶粒成双峰尺寸分布的特征，室温拉伸下其均匀延伸率得到了较大的提高，屈强比小于0.5。

附图说明

本发明附图7幅，

图1为本发明超细晶马氏体铁素体双相钢生产工艺中热处理的温度-时间曲线图；

图2为实施例1生产的超细晶马氏体铁素体双相钢的马氏体铁素体组织的扫描电镜照片图；

图3为实施例1生产的超细晶马氏体铁素体双相钢的马氏体铁素体组织的透射电子显微镜照片图；

图4为实施例1生产超细晶马氏体铁素体双相钢的铁素体晶粒尺寸分布图；

图5为实施例2生产的双相钢板带的马氏体铁素体组织的扫描电镜照片图；

图6为实施例2生产的双相钢板带的马氏体铁素体组织的透射电子显微镜照片图；

图7为实施例2生产的双相钢板带的马氏体铁素体的铁素体晶粒尺寸分布图；

图8为实施例3生产的双相钢板带的马氏体铁素体的马氏体铁素体组织的扫描电镜照片图；

图9为实施例3生产的双相钢板带的马氏体铁素体的透射电子显微镜照片图；

图10为实施例3生产的双相钢板带的马氏体铁素体的铁素体晶粒尺寸分布图。

具体实施方式

为了使本领域技术人员更好地理解本发明方案，下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步详细的说明。

图1为本发明所提供的超细晶马氏体铁素体双相钢的生产工艺的一种具体实施方式，经冶炼、浇铸、锻造、热轧制得钢坯后，将所述钢坯进行热处理，包括以下工序：均匀化退火、正火、温轧和连续退火；第一阶段，将热轧钢进行1100～1200℃，10～15h的均匀化退火；第二阶段，进行900～950℃，30～60min的正火处理；第三阶段，在450～600℃的温度区间内进行温轧，积累应变为ε＝2.0～2.8，轧后空冷到室温；第四阶段，温轧后的样品在连续退火炉中退火，连续退火分为3个阶段，快速加热段(fhs)、慢速加热段(shs)和淬火段(wq)。其中，快速加热段加热速率为40～80℃/s，加热到ac1温度后以1～5℃/s的加热速率升温到退火温度(740～800℃)，立即淬火到室温，以完成连续退火。

在一种具体实施方式中，上述马氏体铁素体双相钢的生产工艺选用的钢坯是经50kg的感应炉熔炼而成，以重量百分比计，其化学成分为c0.08％～0.15％，mn1.60％～2.00％，si0.05％～0.10％，al0.35％～0.45％，mo0.15％～0.20％，cr0.35％～0.40％，nb0.035％～0.045％，余量为fe。铸锭冶炼浇铸后，锻造成方坯用于热轧。热轧终轧温度为800～850℃，轧后空冷到室温，得到4.0～4.5mm厚的板坯。

在一种优选的实施方式中，利用四棍轧机对正火后的板带进行温轧，温轧后的板坯厚度为0.3～0.5mm。

下述非限制性实施例可以使本领域的普通技术人员更全面地理解本发明，但不以任何方式限制本发明。

本发明实施例中：

1、采用quanta600扫描电镜对退火后的样品进行微观组织观察。利用平均截距长度法统计晶粒尺寸的大小，每个试样大约统计1000个晶粒来决定晶粒尺寸的大小和他们的分布。

2、采用tecnaig220透射电子显微镜对微观组织的精细结构进行观察；利用fomastor-fⅱ全自动相变仪测定ac1温度。

3、按gb/t228-2002制成矩形截面标准拉伸试样，在cmt5105-sans微机控制电子万能实验机上进行拉伸实验。

实施例1

选用铸锭成分重量百分比为：c0.11％，mn1.83％，si0.062％，al0.38％，mo0.17％，cr0.37％，nb0.04％，余量为fe。终轧温度为800℃，轧后板带厚度为4.3mm。热轧板坯在1100℃退火10h后炉冷到室温，之后在900℃正火30min，重新加热到570℃保温10min进行温轧，空冷到室温，得到的板坯厚度为0.35mm(ε＝2.5)；将温轧后的板坯在连续退火试验机上进行退火，第一段加热(fhs)速率为40℃/s，加热到ac1温度(655℃)，第二段加热(shs)速率为2℃/s，加热到750℃后立即淬火。最后得到的双峰铁素体分布的超细晶双相钢板材，用扫描电子显微镜测得细晶部分铁素体晶粒尺寸为0.5～3μm，粗晶铁素体晶粒尺寸为3～6.5μm，室温下其抗拉强度为905mpa，均匀延伸率为15.3％，屈强比为0.48。扫描电镜组织及透射电镜组织照片如图2和图3所示，铁素体晶粒尺寸分布如图4所示。

实施例2

选用铸锭成分重量百分比为：c0.10％，mn1.7％，si0.05％，al0.35％，mo0.16％，cr0.35％，nb0.037％，余量为fe。终轧温度为820℃，轧后板带厚度为4mm。将热轧板坯在1150℃退火12h后炉冷到室温，之后在930℃正火30min，重新加热到550℃保温10min进行温轧，空冷到室温，得到的板坯厚度为0.4mm(ε＝2.3)；将温轧后的板坯在连续退火试验机上进行退火，第一段加热(fhs)速率为60℃/s，加热到ac1温度(663℃)，第二段加热(shs)速率为3℃/s，加热到760℃后立即淬火。最后的到的双峰铁素体分布的超细晶双相钢板材，用扫描电子显微镜测得细晶部分铁素体晶粒尺寸为0.5-3μm，粗晶铁素体晶粒尺寸为3-7.5μm，室温下其抗拉强度为911mpa，均匀延伸率为14.8％，屈强比为0.47。扫描电镜组织及透射电镜组织照片如图5和图6所示，铁素体晶粒尺寸分布如图7所示。

实施例3

选用铸锭成分重量百分比为：c0.08％，mn1.80％，si0.06％，al0.36％，mo0.16％，0.38％cr，0.039％nb，余量为fe。终轧温度为850℃，轧后板带厚度为4.2mm。将热轧板坯在1180℃退火15h后炉冷到室温，之后在950℃正火20min，重新加热到500℃保温10min进行温轧，空冷到室温，得到的板坯厚度为0.45mm(ε＝2.2)；将温轧后的板坯在连续退火试验机上进行退火，第一段加热(fhs)速率为80℃/s，加热到ac1温度(678℃)，第二段加热(shs)速率为4℃/s，加热到770℃后立即淬火。最后的到的双峰铁素体分布的超细晶双相钢板材，用扫描电子显微镜测得的细晶部分铁素体晶粒尺寸为0.5～3μm，粗晶铁素体晶粒尺寸为3～7μm，室温下其抗拉强度为932mpa，均匀延伸率为14.2％，屈强比为0.47。扫描电镜组织及透射电镜组织照片如图8和图9所示，铁素体晶粒尺寸分布如图10所示。