專利名稱：一種中溫形變納米奧氏體增強(qiáng)增塑鋼及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬高強(qiáng)度和高塑性汽車鋼板材、型材及棒線材技術(shù)領(lǐng)域，特別是提供了一種中溫形變納米奧氏體增強(qiáng)增塑鋼及其制備方法，通過中溫形變來穩(wěn)定和細(xì)化亞穩(wěn)奧氏體的納米奧氏體和鐵素體雙相鋼。該鋼的奧氏體和鐵素體尺寸在50-250nm的級別，低成本易生產(chǎn)，具有高強(qiáng)度高塑性，其屈服強(qiáng)度在0. 6GPa-l. 3GPa，抗拉強(qiáng)度在1. OGPa-1. 5GPa，而塑性在20-50%。同時由于晶粒尺寸細(xì)化到了納米級別，因而該鋼具有較高的低溫韌性。
背景技術(shù)：
隨著社會的發(fā)展和進(jìn)步，汽車工業(yè)的發(fā)展有了巨大的飛躍，汽車用鋼的要求及標(biāo)準(zhǔn)也在不斷提高，汽車產(chǎn)業(yè)已經(jīng)發(fā)展為國民經(jīng)濟(jì)重要支柱之一，推動著社會的進(jìn)步和發(fā)展。節(jié)能減排是汽車鋼發(fā)展的重要方向，通過降低汽車的重量和應(yīng)用具有高強(qiáng)度和高塑性鋼板是一種有效提高汽車安全性的方法。目前在汽車輕量化與節(jié)能減排要求的驅(qū)動下，國內(nèi)外在第一代和第二代汽車用鋼的基礎(chǔ)上，投入大量人力物力進(jìn)行新型高強(qiáng)度和高塑性汽車鋼的研發(fā)。為了實現(xiàn)這一目的，美國材料學(xué)者在2007年提出了強(qiáng)塑積介于第一代汽車鋼和第二代汽車鋼的低成本高性能的第三代汽車鋼，如圖1所示。第三代汽車用鋼的基本目標(biāo)為抗拉強(qiáng)度(Rm)為600_2000MPa，塑性(A)在15-50%的級別，即強(qiáng)塑積(RmXA)不小于30GPa%，介于其性能介于第一代和第二代汽車用鋼之間。從圖1可以看出第一代汽車用鋼和第二代汽車用鋼主要組織分別為BCC和FCC結(jié)構(gòu)。對于第三代汽車鋼而言，它的組織則應(yīng)該是具有高強(qiáng)特點的BCC相和較高組分的具有高塑性特點的FCC相的復(fù)合組織結(jié)構(gòu)。圖2所給出的各種汽車鋼的強(qiáng)塑積與亞穩(wěn)奧氏體含量間的近似線性關(guān)系也表明，具有高強(qiáng)特點的BCC相和較高組分的具有高塑性特點的FCC相的復(fù)合組織結(jié)構(gòu)至少是第三代汽車鋼的組織結(jié)構(gòu)的一種，即鐵素體與奧氏體雙相組織是第三代汽車鋼的一個非常具有前景的研發(fā)方向。目前在國內(nèi)外 已經(jīng)商業(yè)化的高塑性高強(qiáng)度TRIP鋼就是鐵素體與奧氏體雙相鋼的典型之一。但是傳統(tǒng)TRIP鋼中鐵素體的晶粒尺寸在5-10 u m,而奧氏體的晶粒尺寸也在1-2 u m。因而傳統(tǒng)TRIP鋼的屈服強(qiáng)度僅僅達(dá)到500MPa上下的屈服強(qiáng)度和600_800MPa的抗拉強(qiáng)度。如果其晶粒尺寸得到進(jìn)一步細(xì)化，那么鋼的強(qiáng)度和塑性都會得到大幅度的提高。對于高強(qiáng)高塑性第三代汽車鋼而言，目前國內(nèi)外均是通過逆相變或淬火配分等熱處理方式在鋼中引入奧氏體進(jìn)行組織調(diào)控，得到在馬氏體或超細(xì)晶鐵素體的基體上引入大量亞穩(wěn)奧氏體的復(fù)合組織，從而顯著提高鋼的綜合力學(xué)性能，達(dá)到甚至超過30GPa%的強(qiáng)塑積。但是這種僅僅靠熱處理熱處理方法得到的第三代汽車鋼，晶粒或亞晶尺寸僅僅達(dá)到0. 5-1 u m。這樣的晶粒尺寸僅僅使鋼的強(qiáng)度達(dá)到IOOOMPa的水平，很難進(jìn)一步提高。根據(jù)對傳統(tǒng)TRIP鋼和第三代汽車鋼的奧氏體穩(wěn)定性結(jié)構(gòu)與性能的理解，具有奧氏體組織的鋼的塑性主要是鋼中奧氏體的含量和鋼中奧氏體的穩(wěn)定性所決定的奧氏體的體積分?jǐn)?shù)越大、穩(wěn)定性在一定的范圍內(nèi)越大，則鋼的塑性越好。但是鋼的強(qiáng)度則主要決定于鋼的晶粒尺寸和鋼中的位錯密度。根據(jù)晶粒細(xì)化強(qiáng)化和位錯強(qiáng)化理論，進(jìn)一步細(xì)化鋼中晶粒尺寸、增加位錯密度和納米析出等措施，可以大幅度提聞鋼的強(qiáng)度。傳統(tǒng)的細(xì)化晶粒和提高位錯密度的措施有很多，可以在工業(yè)流程上應(yīng)用的有傳統(tǒng)的熱軋和冷軋。傳統(tǒng)的熱軋可以細(xì)化晶粒，但它的細(xì)化能力是有限的，進(jìn)行能夠達(dá)到10 y m級別的水平，導(dǎo)致塑性和韌性都很差。而傳統(tǒng)的冷軋可以通過減小晶粒尺寸和增加位錯來提高鋼的強(qiáng)度，但是鋼的塑性會大幅度降低，一般冷軋鋼的塑性僅僅在10%的水平，不利于鋼板的進(jìn)一步成形。因此為了進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度，可以對具有鐵素體和奧氏體的雙相鋼進(jìn)行形變處理，一方面細(xì)化晶粒并增加位錯密度，另一方面通過軋制細(xì)化奧氏體晶粒尺寸，增加奧氏體的穩(wěn)定性，從而通過奧氏體的TRIP效應(yīng)來提高鋼的塑性。為此本發(fā)明提出逆相變與熱變形相結(jié)合的處理方式，即先進(jìn)行奧氏體逆相變處理，然后在奧氏體穩(wěn)定的溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行形變，從而得到尺寸更小(納米尺度)，含量更多，而且穩(wěn)定性更高的納米亞穩(wěn)奧氏體與納米晶粒鐵素體復(fù)合的雙相高強(qiáng)高塑性鋼。利用本發(fā)明思路得到的高強(qiáng)高塑性鋼，比僅僅通過逆相變處理得到的高強(qiáng)高塑性鋼的綜合力學(xué)性能得到大幅度提升。比如屈服強(qiáng)度提高100-500MPa，抗拉強(qiáng)度提高100_400MPa，延伸率比傳統(tǒng)冷軋鋼板提高了 20-30%?；谝陨显?，本發(fā)明提出通過對合金成分進(jìn)行設(shè)計，通過奧氏體逆相變熱處理獲得奧氏體和鐵素體雙相鋼，在此基礎(chǔ)上，在保證奧氏體穩(wěn)定的基礎(chǔ)上，選擇合適的溫度進(jìn)一步利用形變來細(xì)化鋼中奧氏體與鐵素體晶粒尺寸和提高鋼的位錯密度。由于合理的合金元素添加，在所選擇的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行形變，奧氏體僅僅發(fā)生尺寸減小和位錯密度增大，不發(fā)生奧氏體向其它組織的轉(zhuǎn)變，這樣的組織結(jié)構(gòu)可以同時提高鋼的強(qiáng)度和塑性。通過逆轉(zhuǎn)變和熱溫變形相結(jié)合，鋼的奧氏體和鐵素體的尺寸可以達(dá)到50-250nm的級別；該鋼低成本易生產(chǎn)，具有高強(qiáng)度高塑性，其屈服強(qiáng)度在0. 6GPa-l. 3GPa，抗拉強(qiáng)度在0. 8GPa_l. 5GPa，而塑性在20-50%。本發(fā)明提出了通過鋼的逆相變處理與熱軋或鍛造等熱形變方式結(jié)合，制備高強(qiáng)高塑性鋼板材、型材或棒線材制備技術(shù)，該技術(shù)可應(yīng)用于現(xiàn)有的鋼鐵冶金工業(yè)生產(chǎn)流程,生產(chǎn)出高強(qiáng)度高塑性的板材,型材或棒線材。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種中溫形變納米奧氏體增強(qiáng)增塑鋼及其制備方法，易于工業(yè)生產(chǎn)的納米級晶粒尺寸，同時具有高強(qiáng)高塑性的鋼。本發(fā)明通過合金化設(shè)計，即以碳和錳為基本添加元素，以利于通過逆相變形成亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體雙相組織；以鋁、硅和鉻為輔助添加元素抑制逆相變過程中的碳化物析出，保證亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體雙相組織的形成；以T1、Zr、Nb和V等強(qiáng)碳化物析出元素形成納米析出強(qiáng)化，進(jìn)一步提高本發(fā)明鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。為了達(dá)到細(xì)化組織和提高位錯密度的目的，首先將設(shè)計鋼通過逆轉(zhuǎn)變退火在鋼中引入亞穩(wěn)奧氏體，達(dá)到初步組織和形成亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體的雙相組織，然后經(jīng)過一定的溫度區(qū)域(100°C到AC1+50°C)進(jìn)行熱溫形變，將逆轉(zhuǎn)變形成的亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體進(jìn)一步細(xì)化到50-250nm的尺度，將鋼中的位錯密度提高到1014m_2到1015m_2，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于熱軋退火鋼的IO1V2-1O12nT2位錯密度。同時由于奧氏體的尺寸細(xì)化到納米級別，亞穩(wěn)奧氏體的穩(wěn)定性和亞穩(wěn)奧氏體的含量得到進(jìn)一步提高。這樣經(jīng)過逆相變和熱溫變形相結(jié)合的工藝，使鋼的強(qiáng)度和塑性同時得到大幅度地提高。本發(fā)明所述鋼的化學(xué)成分質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為C 0. 03-0. 39wt%、Mn:2. 0-9. 0wt%、Al 0-2. 0%、Si 0-2. 0%、Cr 0~2. 0% ；P ( 0. 020wt%, S 彡 0. 02wt%,余量為 Fe 及不可避免的不純物。在此基礎(chǔ)上可以另加以下一種或多種元素N1:0. 1-3. Owt%, Mo:0. 1-0. 8wt%,Cu :0. 5-2. 0wt%、B 0. 0005-0. 005wt%、Nb :0. 02-0. 10wt%、[N] :0. 002-0. 25wt%、Ti
0.05-0. 25wt%> V 0. 02-0. 25wt%> RE (稀土) :0. 002一0. 005wt%> Ca: 0. 005-0. 03wt%。本發(fā)明各元素的作用及配比依據(jù)如下C :作為主要的間隙固溶強(qiáng)化元素，對淬火馬氏體鋼的強(qiáng)度起決定作用。本發(fā)明中碳有三個作用，一是在熱軋冷卻過程中保證鋼的強(qiáng)烈淬透性，保證熱軋鋼板的組織為馬氏體或貝氏體組織；二是在隨后的奧氏體逆相變處理過程中，通過碳的配分形成亞穩(wěn)奧氏體與鐵素體復(fù)合的雙相組織；三是通過碳在雙相組織中的奧氏體中的存在，保證熱溫形變過程中奧氏體僅僅發(fā)生形變而不發(fā)生相變。但考慮本發(fā)明鋼的焊接要求，C含量應(yīng)控制在
`0.03_0. 39wt% 范圍內(nèi)。Mn Mn在本發(fā)明中不僅具有C的上述三個作用，即保證淬透性、利用配分形成雙相組織和保證熱溫形變過程中奧氏體的穩(wěn)定性；同時Mn大大降低鋼的臨界溫度Acl，從而降低熱溫形變溫度，增加奧氏體中的位錯密度。為保證鋼的塑性和強(qiáng)度，Mn含量應(yīng)控制在
2.0-9. 0%范圍內(nèi)。Al :在本發(fā)明中Al是抑制碳化物形成元素，同時也是促進(jìn)亞穩(wěn)奧氏體與鐵素體雙相組織形成元素，可以調(diào)節(jié)熱形變組織中的鐵素體與奧氏體的含量。同時Al是降低鋼密度的元素，可以降低鋼的密度。但過高加入Al促進(jìn)鑄態(tài)網(wǎng)狀碳化物的形成。因此Al含量應(yīng)該控制在0-2. 0%的范圍內(nèi)。S1:在本發(fā)明中Si也是抑制碳化物形成元素，同時也是促進(jìn)亞穩(wěn)奧氏體與鐵素體雙相組織形成元素，可以調(diào)節(jié)熱形變組織中的鐵素體與奧氏體的含量。同時Si可以通過固溶提高鋼的強(qiáng)度。Si含量高于2. 30%時以上強(qiáng)化作用飽和，并可能影響韌性。因此Si含量應(yīng)該控制在0-2. 0%的范圍內(nèi)。Cr:促進(jìn)亞穩(wěn)奧氏體與鐵素體雙相組織形成元素，可以調(diào)節(jié)熱形變組織中的鐵素體與奧氏體的含量。同時能夠有效提高鋼的淬透性和防止高溫表面氧化。本發(fā)明鋼中的Cr含量應(yīng)控制在0-2. 0wt%。Ni Ni是奧氏體化穩(wěn)定元素，可以有效降低Ms點，同時可以提高材料塑性和低溫韌性，但Ni價格高，其含量應(yīng)控制在3. 0%以下。P :在鋼液凝固時形成微觀偏析，隨后在奧氏體后溫度加熱時偏聚到晶界，使鋼的脆性顯著增大，從而使氫致延遲斷裂敏感性升高。因此，P含量應(yīng)控制在0.020%以下。S :不可避免的不純物，形成MnS夾雜物和在晶界偏析會惡化鋼的韌性，從而降低鋼的韌塑性，并使氫致延遲斷裂敏感性升高。因此，S含量應(yīng)控制在0. 015%以下。Mo:有效地提高鋼的淬透性，還能夠強(qiáng)化晶界。含量小于0.20%難以起到上述作用，但含量超過0. 80%則上述作用效果飽和，且成本較高，應(yīng)控制在0. 2-0. 8wt%范圍內(nèi)。Cu:通過析出e -Cu實現(xiàn)析出強(qiáng)化，提高鋼的強(qiáng)度，添加范圍0. 5-2. 00wt%,需要與Ni進(jìn)行配合添加，要求Cu =Ni的比值不大于2。B:能夠顯著提高鋼的淬透性和凈化晶界。含量低于0.0005%時以上作用不明顯，高于0. 0050%時作用增加不明顯。因此，如添加，B含量應(yīng)控制在0. 0005-0. 0050wt%范圍內(nèi)。Nb :形成碳氮化物能夠細(xì)化晶粒，同時固溶鈮可以提高未再結(jié)晶區(qū)溫度，易于通過控制軋制實現(xiàn)奧氏體的扁平化。低于0. 02%時上述作用不明顯，高于0. 10%時作用增加不明顯，達(dá)到飽和。Nb含量應(yīng)控制在0. 02-0. 10 七％范圍內(nèi)。T1:是一種強(qiáng)碳氮化物形成元素，可以形成細(xì)小彌散分布的碳氮化物，起到細(xì)化奧氏體晶粒的作用。Ti含量應(yīng)控制在0. 05-0. 25wt%范圍內(nèi)。V :以細(xì)小的碳氮化物形成存在時，能夠細(xì)化晶粒；以固溶形式存在時，能夠提高淬透性，從而提高強(qiáng)度。適量加入可以改善性能，高于0. 15%時易形成大顆粒碳氮化物，反而使韌塑性下降。另外，V還具有析出強(qiáng)化作用，可進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度。V含量應(yīng)控制在
0.02_0. 50wt% 范圍內(nèi)。[N]:與Al,Ti,Nb,V等結(jié)合形成化合物，從而細(xì)化晶粒，但也會偏聚晶界而降低晶界強(qiáng)度。另外，[N]為奧氏體區(qū)擴(kuò)大元素，它可以提高逆轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性。[N]含量應(yīng)控制在0. 002-0. 35wt%范圍內(nèi)。RE :起到脫氧和脫硫作用，并且使夾雜物變性，從而能夠提高鋼的韌塑性。低于
0.001%時以上作用不明顯，高于0. 050%時作用增加不明顯，達(dá)到飽和。因此，如添加，RE含量應(yīng)控制在0. 001-0. 050wt%范圍內(nèi)。Ca:脫氧和脫硫，并且使夾雜物變形，從而能夠提高鋼的韌塑性。Ca的添加量與鋼水中的S含量為3 :1。因此，Ca含量應(yīng)控制在0.005-0. 030界七％范圍內(nèi)。本發(fā)明的制造工藝及條件為本發(fā)明鋼的生產(chǎn)工藝為鑄造、熱變形、逆相變退火和熱溫形變(或加最后退火)等制造工藝過程，具體工藝步驟如下(I)鋼的冶煉與凝固適用于轉(zhuǎn)爐、電爐和感應(yīng)爐冶煉，采用連鑄生產(chǎn)鑄坯或模鑄
生產(chǎn)鑄錠。(2)鑄坯的熱軋熱連軋板材將鑄坯經(jīng)1100-1250°C加熱，先粗軋后精軋，軋后快冷到300-500°C范圍內(nèi)進(jìn)行空冷，鋼中奧氏體全部變成馬氏體或貝氏體。(3)逆相變處理獲得含亞穩(wěn)奧氏體的雙相組織將熱軋鋼在一定的溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行逆相變處理(溫度為Acl-50°C到Acl+50°C的溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行30分鐘到36小時的保溫處理，形成亞穩(wěn)奧氏體與鐵素體的雙相組織。(4)雙相組織的熱溫形變將逆相變處理的雙相組織鋼在一定的溫度區(qū)域(100°C到Acl+50°C)進(jìn)行熱溫形變到一定的形變量，得到50-250nm尺度的亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體雙相組織，同時將鋼中的位錯密度提高到1014m_2到1015m_2。熱形變后的雙相組織還可以通過后續(xù)退火進(jìn)行處理，進(jìn)一步調(diào)整鋼的性能。本發(fā)明鋼的化學(xué)成分從經(jīng)濟(jì)性角度出發(fā)，以碳錳鋼為基礎(chǔ)，輔助添加Al、S1、Cr等元素以利于亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體雙相組織的形成，T1、Zr、Nb和V等強(qiáng)碳化物析出元素形成納米析出強(qiáng)化，進(jìn)一步提高本發(fā)明鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度；因此鋼的化學(xué)成分設(shè)計、熱溫控制工藝的組織控制技術(shù)和及其對應(yīng)的工業(yè)生產(chǎn)技術(shù)路線等是本發(fā)明的關(guān)鍵。本發(fā)明的創(chuàng)新之處為

1、在鋼的化學(xué)成分上，主要是通過 0. 03-0. 39wt% C、2. 00-9. 00wt%Mn、0_2. 0%A1、0-2. 0%Si和0-2. 0%Cr合金化成分，使該成分系鋼以下兩個特點(a)C元素和Mn元素配合，使鋼具有良好的淬透性，保證熱軋鋼板或型材空冷、卷后空冷硬相的馬氏體或貝氏體組織；(b)逆轉(zhuǎn)變處理使鋼具有亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體雙相組織；2、在組織形態(tài)上，逆相變前的組織可以是馬氏體、貝氏體或冷軋態(tài)；均需要在熱溫形變前進(jìn)行逆相變處理，獲得亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體雙相組織；3、在熱變形工藝上，主要通過100°C到Acl+50°C的溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行熱溫軋制或鍛造，形成納米層片狀的鐵素體和奧氏體組織；形成的雙相組織有以下三個特點(a)穩(wěn)奧氏體和鐵素體的晶粒尺寸達(dá)到50-250nm的尺度；(b)形變組織中含有大量的位錯；(c)形變組織可以通過進(jìn)一步退火處理來改善鋼的其他性能。4.在力學(xué)性能上，本發(fā)明鋼具有更加優(yōu)異的力學(xué)性能?？估瓘?qiáng)度為0. 8-1. 5GPa，屈服強(qiáng)度為0. 6-1. 3GPa，室溫延伸率達(dá)到20-50%的水平；5.在上述基礎(chǔ)上還可以通過下列技術(shù)進(jìn)一步提高或達(dá)到性能1、可以添加N1、Mo、B等進(jìn)一步提高鋼的淬透性或低溫沖擊韌性、添加Nb、V、Ti和適量的稀土元素等細(xì)化原奧氏體晶粒、添加Cu、V等通過析出強(qiáng)化提高鋼的強(qiáng)度、添加[N]調(diào)節(jié)奧氏體的穩(wěn)定性
坐寸o本發(fā)明鋼制備工藝的優(yōu)點在于，通過逆相變與熱溫形變相結(jié)合，大幅度提升鋼的性能，其屈服強(qiáng)度在0. 6GPa-l. 3GPa，抗拉強(qiáng)度在0. 8GPa_l. 5GPa，而塑性達(dá)到20_50%。同時本發(fā)明鋼易于工業(yè)大批量生產(chǎn)高強(qiáng)高塑鋼板材或棒線材。


圖1第一代汽車鋼與第二代汽車鋼塑性與抗拉強(qiáng)度間的關(guān)系，其中陰影部分為需要研發(fā)的低成本高強(qiáng)塑積的第三代汽車鋼。圖2為汽車鋼的強(qiáng) 塑積與鋼中亞穩(wěn)奧氏體含量間的近似線性的關(guān)系。

圖3為利用投射電鏡表征的A3號鋼的納米組織結(jié)構(gòu)圖。圖4利用透射電鏡表征的A3鋼中的納米厚度奧氏體的暗場像。圖5利用掃描電鏡表征的A6鋼的3000倍下的納米組織顯微結(jié)構(gòu)。圖6利用掃描電鏡表征的A6鋼的10000倍下的納米組織顯微結(jié)構(gòu)。
具體實施例方式實施例本實施例主要針對于鑄坯熱軋、逆相變退火后進(jìn)行熱溫軋獲得高強(qiáng)度高塑性的鋼板。試驗過程模擬鋼板的熱連軋、逆相變退火和熱溫軋工藝(部分熱溫軋后退火)。但該工藝同樣適用于型材和棒線材的生產(chǎn)。鋼的冶煉本發(fā)明鋼由試驗室真空感應(yīng)爐冶煉，澆鑄錠型為50kg的圓錠。共冶煉10爐鋼，其中化學(xué)成分見表I。表I發(fā)明鋼的化學(xué)成分余量為Fe及不可避免的不純物
權(quán)利要求
1.一種中溫形變納米奧氏體增強(qiáng)增塑鋼，其特征在于，化學(xué)成分質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為C:0. 03-0. 39wt%、Mn:2. 0-9. 0wt%、Al 0~2. 0%、Si 0~2. 0%、Cr 0~2. 0% ；P ( 0. 020wt%,S ≤ 0. 02wt%，余量為Fe及不可避免的不純物。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的中溫形變納米奧氏體增強(qiáng)增塑鋼，其特征在于，另加以下一種或多種兀素N1:0. 1-3. 0wt%> Mo:0. 1-0. 8wt%> Cu:0. 5-2. 0wt%> B :0. 0005-0. 005wt%>Nb :0. 02-0. 10wt%、[N] :0. 002-0. 25wt%、T1:0. 05-0. 25wt%、V :0. 02-0. 25wt%、RE:0. 002—0.005wt%> Ca :0.005-0. 03wt%。
3.—種權(quán)利要求1所述的中溫形變納米奧氏體增強(qiáng)增塑鋼的制備方法，其特征在于，工藝步驟如下 (1)鋼的冶煉與凝固用轉(zhuǎn)爐、電爐和感應(yīng)爐冶煉，采用連鑄生產(chǎn)鑄坯或模鑄生產(chǎn)鑄淀; (2)鑄坯或鑄錠的熱軋或熱連軋或鍛造 熱連軋板材將鑄坯經(jīng)1100-1250°C加熱，先粗軋后精軋，軋后快冷到300-500°C范圍后控冷，鋼中奧氏體全部變成馬氏體或貝氏體； (3)逆相變處理獲得含亞穩(wěn)奧氏體的雙相組織 將熱軋或冷軋鋼在兩相區(qū)溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行逆相變處理，獲得含亞穩(wěn)奧氏體的雙相組織；所述的逆相變處理是指溫度為Acl-50°C到Acl+50°C的溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行30分鐘到36小時的保溫處理后冷卻到室溫； (4)雙相組織的熱溫形變 將逆相變處理的雙相組織鋼在100°C到AC1+50°C的溫度區(qū)域進(jìn)行熱溫形變，得到50-250nm尺度的亞穩(wěn)奧氏體和鐵素體雙相組織，同時將鋼中的位錯密度提高到1014m_2到1015nr2。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的制備方法，其特征在于，該鋼綜合力學(xué)性能為屈服強(qiáng)度·0.6GPa-l. 3GPa，抗拉強(qiáng)度:1. OGPa-1. 5GPa，塑性20-50%
全文摘要
一種中溫形變納米奧氏體增強(qiáng)增塑鋼及其制備方法，屬高強(qiáng)度和高塑性汽車鋼板材、型材及棒線材技術(shù)領(lǐng)域。所述鋼的化學(xué)成分質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為C0.03-0.39wt%、Mn2.0-9.0wt%、Al0-2.0%、Si0-2.0%、Cr0-2.0%；P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余量為Fe及不可避免的不純物?？闪砑右韵乱环N或多種元素 Ni0.1-3.0wt%、Mo0.1-0.8wt%、Cu0.5-2.0wt%、B0.0005-0.005wt%、Nb0.02-0.10wt%、[N]0.002-0.25wt%、Ti0.05-0.25wt%、V0.02-0.25wt%、RE0.002—0.005wt%、Ca0.005-0.03wt%。優(yōu)點在于，該鋼的奧氏體和鐵素體尺寸在50-250nm，低成本易生產(chǎn)，具有高強(qiáng)度高塑性，屈服強(qiáng)度0.6GPa-1.3GPa，抗拉強(qiáng)度1.0GPa-1.5GPa，塑性20-50%。同時具有較高的低溫韌性。
文檔編號C22C38/14GK103060678SQ20121057318
公開日2013年4月24日 申請日期2012年12月25日 優(yōu)先權(quán)日2012年12月25日
發(fā)明者曹文全, 董翰, 時捷, 王存宇, 李曉源, 翁宇慶 申請人:鋼鐵研究總院