專利名稱：一種熱軋高強(qiáng)低合金多相鋼及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種熱軋低合金鋼及其制備方法，特別涉及具有高強(qiáng)度并且塑性較好 的熱軋高強(qiáng)低合金多相鋼。
背景技術(shù)：
具有TRIP 效應(yīng)的多相鋼(transformation induced plasticity，相變誘發(fā)塑性 鋼)是一種兼具高強(qiáng)度、高延伸率的新型汽車用鋼，其強(qiáng)度和塑性與傳統(tǒng)汽車用鋼及雙相鋼 相比，優(yōu)勢十分明顯。TRIP鋼是一種多相鋼，其顯微組織主要由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體 及少量馬氏體組成。TRIP鋼制備工藝中關(guān)鍵步驟之一是獲得鐵素體(體積分?jǐn)?shù)為40%-60%) 和奧氏體的混合組織。在現(xiàn)有的冷軋和熱軋TRIP鋼生產(chǎn)工藝中，冷軋工藝通過冷軋后的臨 界區(qū)退火得到鐵素體和奧氏體的混合組織。這方面的研究較多，工藝也比較成熟，并已在工 業(yè)領(lǐng)域?qū)嶋H應(yīng)用。但該工藝繁瑣，總體能耗較高。而熱軋工藝一般都是終軋后控制隨后的 冷卻過程，從而得到一定體積分?jǐn)?shù)的鐵素體和奧氏體的混合組織，雖然可以簡化工藝，但必 須嚴(yán)格控制冷卻速度或冷卻過程才能控制鐵素體的含量，工藝穩(wěn)定性較差，對設(shè)備的要求 也較高。針對上述問題，發(fā)明人提出了一種基于過冷奧氏體動態(tài)相變的熱軋低硅TRIP鋼 技術(shù)(孫祖慶，楊王玥等，一種熱軋低硅多相鋼的制備方法，發(fā)明專利ZL200710100399.0)， 該方法工藝簡單，工藝穩(wěn)定性好，易于在工業(yè)生產(chǎn)中實現(xiàn)，由此制備的熱軋低硅TRIP鋼表 現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能。用上述方法制備得到的低硅C-Al-Si-Mn系TRIP鋼的屈服強(qiáng)度 為460MPa，抗拉強(qiáng)度為780MPa，延伸率為32%，強(qiáng)塑積可達(dá)M960MPaX% (尹云洋，楊王 玥，李龍飛，孫祖慶，王西濤.基于動態(tài)相變的熱軋TRIP鋼組織及性能研究.金屬學(xué) 報，2008，44(11)，1299-1304)。而用上述方法制備得到的常規(guī)C-Si-Mn系TRIP鋼(合 金成分，以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計，0. 20%C, 1. 60%Si, 1. 50%Mn，其余為Fe)的屈服強(qiáng)度為530MPa，抗拉 強(qiáng)度為890MPa，延伸率為沈％，強(qiáng)塑積為23140MPaX% (尹云洋，楊王玥，李龍飛，孫祖 慶，王西濤.基于動態(tài)相變的熱軋TRIP鋼組織及性能研究.金屬學(xué)報，2008，44(11)， 1299-1304)。可見，以Al部分替代Si以后，雖然作為TRIP鋼重要力學(xué)性能指標(biāo)的延伸率 及強(qiáng)塑積提高了，但是其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度明顯下降。作為結(jié)構(gòu)材料，在很多場合需要鋼材具有更高的強(qiáng)度且具有較好的塑性。為此，有 必要開發(fā)出比上述熱軋TRIP鋼的強(qiáng)度更高并且延伸率較好的低合金多相鋼。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種熱軋低合金多相鋼，通過在普通C-Si-Mn系TRIP鋼的 基礎(chǔ)上提高硅、錳元素的含量，并通過奧氏體區(qū)保溫、過冷奧氏體區(qū)變形及貝氏體區(qū)等溫處 理，獲得顯微組織為一定配比的鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體及馬氏體的熱軋多相鋼。制備 過程工藝流程簡捷，而且所得熱軋多相鋼具有高的強(qiáng)度和較好的塑性，即良好的強(qiáng)度與塑 性配合。
本發(fā)明的熱軋低合金多相鋼的化學(xué)組成以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計為C: 0. 18、.25%; Si: 1. 9 2. 3% ；Mn:1. 9 2. 3% ； P:彡 0. 0052% ；S: <0. 0053% ；其余為 Fe ；其顯微組織組成， 以體積分?jǐn)?shù)計，鐵素體為30%飛0%，貝氏體為259Γ50%，殘余奧氏體為69Γ15%，馬氏體為 6% 30% ；其屈服強(qiáng)度高于800MPa，抗拉強(qiáng)度高于llOOMPa，延伸率在20%左右。本發(fā)明的熱軋低合金多相鋼的實施步驟為將上述合金成分范圍內(nèi)的鋼加熱到 95(T1250°C范圍內(nèi)的奧氏體化溫度Tl，保溫5-120分鐘的時間tl，以充分奧氏體化，隨后以 50C /s^200C /s的速度Cl冷卻到溫度區(qū)間T2 T3內(nèi)，其中T2處于A3到A3以下10°C范圍內(nèi)， T3處于Ar3以上10°C到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以0. δ ^ΙΟ Γ1的應(yīng)變速率實施廣4道 次變形，各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形變量處于209Γ70%范圍內(nèi)，生成體積分?jǐn)?shù) 為20 60%的鐵素體后，立刻以1(T50°C /s的速度C2冷卻到貝氏體相變區(qū)400°C 500°C范 圍內(nèi)的溫度T4進(jìn)行等溫處理，等溫時間為廣30分鐘，最后水冷或空冷到室溫。在上述方法中，冷速Cl由熱膨脹法測定，在該冷速下，Ar3溫度在A3溫度以下的 10(T300°C 范圍內(nèi)。本發(fā)明的主要特點是1)通過提高硅、錳元素的含量，得到細(xì)小均勻的奧氏體 晶粒。2)通過過冷奧氏體區(qū)變形，利用過冷奧氏體動態(tài)相變獲得一定量(以體積分?jǐn)?shù)計， 20^60%)的鐵素體；并且由于硅、錳元素的固溶拖曳作用，獲得的鐵素體晶粒尺寸細(xì)小，在 1. 0^3. 0 μπι范圍內(nèi)。3)通過貝氏體等溫處理，使未相變奧氏體的大部分轉(zhuǎn)變?yōu)闊o碳貝氏 體(以體積分?jǐn)?shù)計，259Γ509Ο，其余的未相變奧氏體在冷卻至室溫后成為殘余奧氏體及一定 量的馬氏體。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明通過提高硅、錳元素并合理設(shè)計熱機(jī)械處理工藝，能夠適 于工業(yè)實際的制備工藝，可以制備出強(qiáng)度更高并且塑性較好的熱軋多相鋼。


圖1是熱變形工藝示意圖。圖2是實施例1熱軋工藝制備的多相鋼的顯微組織。圖3是實施例2熱軋工藝制備的多相鋼的顯微組織。圖4是實施例3熱軋工藝制備的多相鋼的顯微組織。圖5是實施例4熱軋工藝制備的多相鋼的顯微組織。
具體實施例方式實施例1
選用化學(xué)成分按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0. 20%C、2. 06%Mn、l. 98%Si，0. 0052% Ρ,Ο. 0053% S，余 量為Fe的合金鋼。該鋼的A3溫度為843°C。制備工藝如圖1所示將該鋼在1000°C保溫 5min后，以5°C /s的速度冷卻到780°C(用熱膨脹法測得此時鋼的Ar3為627°C )，以Is—1的 應(yīng)變速率變形50%。然后，以30°C /s的速度冷卻到400°C并保溫3分鐘，水冷到室溫，得到 的多相鋼組織如圖2所示。其中，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)約為32%，晶粒尺寸在1. 5 2. 5 μ m范圍 內(nèi)，貝氏體的體積分?jǐn)?shù)約為49%，殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為12%，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)約為 6%。其屈服強(qiáng)度為823MPa，抗拉強(qiáng)度為1180MPa，延伸率為21%，強(qiáng)塑積為24780MPaX%。實施例2選用化學(xué)成分按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0. 20%C、2. 06%Mn、l. 98%Si，0. 0052% Ρ,Ο. 0053% S，余 量為Fe的合金鋼。該鋼的A3溫度為843°C。制備工藝如圖1所示將該鋼在1100°C保溫 5min后，以10°C /s的速度冷卻到750°C (用熱膨脹法測得此時鋼的Ar3為627°C)，以5s—1 的應(yīng)變速率變形兩道次，每道次變形30%。然后，以25°C /s的速度冷卻到400°C并保溫3 分鐘，水冷到室溫，得到的多相鋼組織如圖3所示。其中，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)約為49%，晶粒 尺寸在1. 5^2. 5 μ m范圍內(nèi)，貝氏體的體積分?jǐn)?shù)約為觀％，殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為10%， 馬氏體的體積分?jǐn)?shù)約為13%。其屈服強(qiáng)度為820MPa，抗拉強(qiáng)度為1321MPa，延伸率為19%，強(qiáng) 塑積為 236!35MPaX%。實施例3
選用化學(xué)成分按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為:0. 21%C、2. 20%Μη、2· 03%Si，0. 0047% Ρ,Ο. 0043% S，余 量為Fe的合金鋼。該鋼的A3溫度為840°C。制備工藝如圖1所示將該鋼在1200°C保溫 IOmin后，以15°C /s的速度冷卻到750°C(用熱膨脹法測得此時鋼的Ar3為610°C),以15s—1 的應(yīng)變速率變形兩道次，每道次變形50%。然后，以15°C /s的速度冷卻到450°C并保溫7 分鐘，水冷到室溫，得到的多相鋼組織如圖4所示。其中，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)約為47%，晶粒 尺寸在1. 5^2. 5 μ m范圍內(nèi)，貝氏體的體積分?jǐn)?shù)約為25%，殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為8%，馬 氏體的體積分?jǐn)?shù)約為20%。其屈服強(qiáng)度為805MPa，抗拉強(qiáng)度為1317MPa，延伸率為18%，強(qiáng)塑 積為 23706MPaX%。實施例4
選用化學(xué)成分按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為:0. 21%C、2. 20%Μη、2· 03%Si，0. 0047% Ρ,Ο. 0043% S，余 量為Fe的合金鋼。該鋼的A3溫度為840°C。制備工藝如圖1所示將該鋼在1050°C保溫 5min后，以5°C /s的速度冷卻到780°C(用熱膨脹法測得此時鋼的Ar3為610°C )，以5s—1的 應(yīng)變速率變形三道次，每道次變形30%。然后，以10°C /s的速度冷卻到450°C并保溫5分 鐘，水冷到室溫，得到的多相鋼組織如圖5所示。其中，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)約為50%，晶粒尺 寸在1. 5^2. 5 μ m范圍內(nèi)，貝氏體的體積分?jǐn)?shù)約為22%，殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為8%，馬氏 體的體積分?jǐn)?shù)約為20%。其屈服強(qiáng)度為810MPa，抗拉強(qiáng)度為1256MPa，延伸率為18%，強(qiáng)塑積 為 22608MPaX%。上述熱軋高強(qiáng)低合金多相鋼的制備工藝簡單、工藝穩(wěn)定性好，易于在工業(yè)生產(chǎn)中 實現(xiàn)。
權(quán)利要求
1.一種熱軋低合金多相鋼，其特征在于，多相鋼的化學(xué)成分組成，以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計，為 C:0. 18 0. 25% ；Si: 1. 9 2. 3% ；Mn:1. 9 2. 3% ； P:彡 0. 0052% ；S: <0. 0053% ；其余為 Fe。
2.一種熱軋低合金多相鋼的制備方法，其特征在于，制備的步驟為將權(quán)利要求1所述 的鋼加熱到95(Tl250°C范圍內(nèi)的奧氏體化溫度Tl，保溫5-120分鐘的時間tl，使鋼充分奧 氏體化，隨后以5°C /s^20°C /s的速度Cl冷卻到溫度區(qū)間T2 T3內(nèi)，其中Τ2處于A3到A3 以下10°C范圍內(nèi)，Τ3處于Ar3以上10°C到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以0.5s—1 30s—1的應(yīng) 變速率實施廣4道次變形，各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形變量處于209Γ70%范 圍內(nèi)，生成體積分?jǐn)?shù)為20%飛0%的鐵素體后，立刻以1(T50°C /s的速度C2冷卻到貝氏體相 變區(qū)400°C飛00°C范圍內(nèi)的溫度T4進(jìn)行等溫處理，等溫時間為廣30分鐘，最后水冷或空冷 到室溫。
3.如權(quán)利要求2所述的熱軋高強(qiáng)低合金多相鋼的制備方法，其特征在于，冷速Cl由熱 膨脹法測定，在C1冷速下，Ar3溫度在A3溫度以下的10(T300°C范圍內(nèi)。
全文摘要
一種熱軋高低合金多相鋼及其制備方法，涉及制備具有高強(qiáng)度并且塑性較好的熱軋低合金鋼，制備的步驟為將高硅高錳鋼加熱到950~1250℃范圍內(nèi)的奧氏體化溫度保溫以充分奧氏體化，隨后以5℃/s~20℃/s的速度C1冷卻到A3至Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以0.5s-1~30s-1的應(yīng)變速率實施1~4道次變形，控制各道次間隔時間和形變量，生成體積分?jǐn)?shù)為20%~60％的鐵素體后，立刻以10~50℃/s的速度冷卻到貝氏體相變區(qū)400℃~500℃范圍內(nèi)進(jìn)行等溫處理。本發(fā)明制備的熱軋高強(qiáng)低合金多相鋼的屈服強(qiáng)度高于800MPa，抗拉強(qiáng)度高于1100MPa，延伸率在20%左右。
文檔編號C21D8/00GK102140606SQ20111006461
公開日2011年8月3日 申請日期2011年3月17日 優(yōu)先權(quán)日2011年3月17日
發(fā)明者孫祖慶, 張曉菁, 李龍飛, 楊王玥 申請人:北京科技大學(xué)