本發(fā)明屬于冶金材料技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種具有雙峰鐵素體晶粒分布的超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼及其生產(chǎn)工藝。

背景技術(shù)：

馬氏體鐵素體雙相鋼以其良好的強(qiáng)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為重要的汽車(chē)用鋼，并得到廣泛的應(yīng)用，但是高強(qiáng)度雙相鋼因強(qiáng)度的提高使塑性下降，無(wú)法滿(mǎn)足深沖性能的要求，限制了其在沖壓件方面的應(yīng)用。

細(xì)化晶粒能在提高多晶體強(qiáng)度的同時(shí)，也使其塑性與韌性得以提高。人們把超細(xì)晶的概念引入到雙相鋼中，迄今為止國(guó)內(nèi)外學(xué)者利用不同的方法制備超細(xì)晶雙相鋼，其晶粒尺寸達(dá)到了3μm以下。雖然，超細(xì)晶雙相鋼具有較好的強(qiáng)塑性匹配，但是，由于晶粒的細(xì)化，導(dǎo)致其屈強(qiáng)度提高，屈強(qiáng)比增加。而且其均勻延伸率與細(xì)化之前相比也減小了。

以往為了解決超細(xì)晶鐵素體鋼加工硬化率較低，造成其均勻延伸率低的問(wèn)題，采用在超細(xì)晶組織中引入適量的相對(duì)粗大的晶粒，即造成晶粒尺寸雙峰分布的晶粒結(jié)構(gòu)，可以在強(qiáng)度損失很小的情況下極大提高延伸率。如中國(guó)發(fā)明專(zhuān)利公開(kāi)說(shuō)明書(shū)cnc1632138a公開(kāi)了20crmnti鋼獲得雙峰晶粒尺寸分布超細(xì)晶組織的工藝方法，原馬氏體形成超細(xì)晶組織，而原鐵素體形成較為粗大晶粒組織，獲得了主要由直徑為50～200nm和1～2μm的晶粒組成的雙峰晶粒尺寸分布的組織。中國(guó)發(fā)明專(zhuān)利公開(kāi)說(shuō)明書(shū)cn101671772a公開(kāi)了超細(xì)晶鐵素體和納米碳化物低碳鋼板材的制備方法，采用馬氏體+鐵素體雙相組織溫軋，雙相組織中馬氏體是呈島狀分布的硬相，鐵素體是軟相；鐵素體晶粒平均直徑為0.7～1.2μm，碳化物顆粒平均直徑為65～86nm。雖然超細(xì)晶雙相鋼中由于硬質(zhì)相馬氏體的存在，其加工硬化率得到了提高，但是其均勻延伸率與粗晶雙相鋼相比依然較低。

所以，如何提高超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的均勻延伸率，是本領(lǐng)域技術(shù)人員目前需要解決的技術(shù)問(wèn)題。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的是提供一種超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的生產(chǎn)工藝，得到的超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼具有低的屈強(qiáng)比和高的均勻延伸率。

為了實(shí)現(xiàn)以上發(fā)明目的，本發(fā)明提供一種超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的生產(chǎn)工藝，經(jīng)冶煉、澆鑄、鍛造、熱軋制得鋼坯，將所述鋼坯進(jìn)行熱處理，包括以下工序：均勻化退火(homogenizingannealing)、正火(normalized)、溫軋(warmrolled)和連續(xù)退火(continuousannealing)；

均勻化退火和正火的目的是消除鋼坯中的帶狀組織，使組織細(xì)小均勻化。

溫軋后得到了細(xì)化的鐵素體晶粒，碳化物粒子發(fā)生偏聚。為后續(xù)的連續(xù)退火階段提供了原始組織。

所述的連續(xù)退火包括三個(gè)階段：

(1)以40℃/s～80℃/s的速率加熱到ac1溫度；

(2)以1℃/s～5℃/s的速率繼續(xù)升溫到740～800℃；

(3)淬火。

在連續(xù)退火階段，鋼板首先以40～80℃/s的加熱速率加熱到ac1溫度后以1～5℃/s加熱到退火溫度。在快速加熱階段，由于加熱速率較快，鐵素體只發(fā)生部分再結(jié)晶，在達(dá)到奧氏體相變溫度(ac1)后，進(jìn)入慢速加熱階段，奧氏體相變與鐵素體再結(jié)晶同時(shí)發(fā)生，兩者相互影響，細(xì)化鐵素體和奧氏體的晶粒尺寸，而已再結(jié)晶的鐵素體在這階段長(zhǎng)大。另外，由于溫軋后使得組織中碳化物分布不均勻，在高密度碳化物富集區(qū)，奧氏體的形核密度增加，阻止了鐵素體的生長(zhǎng)。在低密度碳化物富集區(qū)，由于奧氏體形核密度較低，鐵素體發(fā)生再結(jié)晶和長(zhǎng)大的阻力減小，產(chǎn)生了相對(duì)粗大的鐵素體晶粒。

上述幾個(gè)階段相互配合，達(dá)到細(xì)化鐵素體馬氏體雙相鋼晶粒的目的，并使得鐵素體晶粒具有雙峰分布的特征，得到的鐵素體馬氏體雙相鋼板帶具有較高的均勻延伸率和較低的屈強(qiáng)比。

優(yōu)選地，所述的溫軋是在450～600℃，進(jìn)行溫軋后空冷。

優(yōu)選地，所述的正火是在900～950℃，正火處理30～60min。

優(yōu)選地，所述的均勻化退火是在1100～1200℃，均勻化退火10～15h。

優(yōu)選地，所述熱軋的終軋溫度為800～850℃，熱軋后空冷到室溫。

優(yōu)選地，所述鋼坯的成分，以重量百分比計(jì)，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％，余量為fe。

本發(fā)明的另一目的是提供上述生產(chǎn)工藝得到的超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼，所述超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼具有雙峰鐵素體晶粒分布的特征，細(xì)晶部分鐵素體晶粒尺寸為0.5～3μm，粗晶部分鐵素體晶粒尺寸為3～8μm。

優(yōu)選地，所述馬氏體的晶粒小于3μm。

優(yōu)選地，室溫下，所述超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的抗拉強(qiáng)度大于900mpa，均勻延伸率大于14％，屈強(qiáng)比小于0.5。本發(fā)明的有益效果：

本發(fā)明提供的超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的生產(chǎn)工藝使奧氏體晶粒發(fā)生細(xì)化，鐵素體晶粒成雙峰尺寸分布的特征，室溫拉伸下其均勻延伸率得到了較大的提高，屈強(qiáng)比小于0.5。

附圖說(shuō)明

本發(fā)明附圖7幅，

圖1為本發(fā)明超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼生產(chǎn)工藝中熱處理的溫度-時(shí)間曲線(xiàn)圖；

圖2為實(shí)施例1生產(chǎn)的超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的馬氏體鐵素體組織的掃描電鏡照片圖；

圖3為實(shí)施例1生產(chǎn)的超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的馬氏體鐵素體組織的透射電子顯微鏡照片圖；

圖4為實(shí)施例1生產(chǎn)超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的鐵素體晶粒尺寸分布圖；

圖5為實(shí)施例2生產(chǎn)的雙相鋼板帶的馬氏體鐵素體組織的掃描電鏡照片圖；

圖6為實(shí)施例2生產(chǎn)的雙相鋼板帶的馬氏體鐵素體組織的透射電子顯微鏡照片圖；

圖7為實(shí)施例2生產(chǎn)的雙相鋼板帶的馬氏體鐵素體的鐵素體晶粒尺寸分布圖；

圖8為實(shí)施例3生產(chǎn)的雙相鋼板帶的馬氏體鐵素體的馬氏體鐵素體組織的掃描電鏡照片圖；

圖9為實(shí)施例3生產(chǎn)的雙相鋼板帶的馬氏體鐵素體的透射電子顯微鏡照片圖；

圖10為實(shí)施例3生產(chǎn)的雙相鋼板帶的馬氏體鐵素體的鐵素體晶粒尺寸分布圖。

具體實(shí)施方式

為了使本領(lǐng)域技術(shù)人員更好地理解本發(fā)明方案，下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施方式對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步詳細(xì)的說(shuō)明。

圖1為本發(fā)明所提供的超細(xì)晶馬氏體鐵素體雙相鋼的生產(chǎn)工藝的一種具體實(shí)施方式，經(jīng)冶煉、澆鑄、鍛造、熱軋制得鋼坯后，將所述鋼坯進(jìn)行熱處理，包括以下工序：均勻化退火、正火、溫軋和連續(xù)退火；第一階段，將熱軋鋼進(jìn)行1100～1200℃，10～15h的均勻化退火；第二階段，進(jìn)行900～950℃，30～60min的正火處理；第三階段，在450～600℃的溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行溫軋，積累應(yīng)變?yōu)棣牛?.0～2.8，軋后空冷到室溫；第四階段，溫軋后的樣品在連續(xù)退火爐中退火，連續(xù)退火分為3個(gè)階段，快速加熱段(fhs)、慢速加熱段(shs)和淬火段(wq)。其中，快速加熱段加熱速率為40～80℃/s，加熱到ac1溫度后以1～5℃/s的加熱速率升溫到退火溫度(740～800℃)，立即淬火到室溫，以完成連續(xù)退火。

在一種具體實(shí)施方式中，上述馬氏體鐵素體雙相鋼的生產(chǎn)工藝選用的鋼坯是經(jīng)50kg的感應(yīng)爐熔煉而成，以重量百分比計(jì)，其化學(xué)成分為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％，余量為fe。鑄錠冶煉澆鑄后，鍛造成方坯用于熱軋。熱軋終軋溫度為800～850℃，軋后空冷到室溫，得到4.0～4.5mm厚的板坯。

在一種優(yōu)選的實(shí)施方式中，利用四棍軋機(jī)對(duì)正火后的板帶進(jìn)行溫軋，溫軋后的板坯厚度為0.3～0.5mm。

下述非限制性實(shí)施例可以使本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員更全面地理解本發(fā)明，但不以任何方式限制本發(fā)明。

本發(fā)明實(shí)施例中：

1、采用quanta600掃描電鏡對(duì)退火后的樣品進(jìn)行微觀組織觀察。利用平均截距長(zhǎng)度法統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸的大小，每個(gè)試樣大約統(tǒng)計(jì)1000個(gè)晶粒來(lái)決定晶粒尺寸的大小和他們的分布。

2、采用tecnaig220透射電子顯微鏡對(duì)微觀組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察；利用fomastor-fⅱ全自動(dòng)相變儀測(cè)定ac1溫度。

3、按gb/t228-2002制成矩形截面標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在cmt5105-sans微機(jī)控制電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。

實(shí)施例1

選用鑄錠成分重量百分比為：c0.11％，mn1.83％，si0.062％，al0.38％，mo0.17％，cr0.37％，nb0.04％，余量為fe。終軋溫度為800℃，軋后板帶厚度為4.3mm。熱軋板坯在1100℃退火10h后爐冷到室溫，之后在900℃正火30min，重新加熱到570℃保溫10min進(jìn)行溫軋，空冷到室溫，得到的板坯厚度為0.35mm(ε＝2.5)；將溫軋后的板坯在連續(xù)退火試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行退火，第一段加熱(fhs)速率為40℃/s，加熱到ac1溫度(655℃)，第二段加熱(shs)速率為2℃/s，加熱到750℃后立即淬火。最后得到的雙峰鐵素體分布的超細(xì)晶雙相鋼板材，用掃描電子顯微鏡測(cè)得細(xì)晶部分鐵素體晶粒尺寸為0.5～3μm，粗晶鐵素體晶粒尺寸為3～6.5μm，室溫下其抗拉強(qiáng)度為905mpa，均勻延伸率為15.3％，屈強(qiáng)比為0.48。掃描電鏡組織及透射電鏡組織照片如圖2和圖3所示，鐵素體晶粒尺寸分布如圖4所示。

實(shí)施例2

選用鑄錠成分重量百分比為：c0.10％，mn1.7％，si0.05％，al0.35％，mo0.16％，cr0.35％，nb0.037％，余量為fe。終軋溫度為820℃，軋后板帶厚度為4mm。將熱軋板坯在1150℃退火12h后爐冷到室溫，之后在930℃正火30min，重新加熱到550℃保溫10min進(jìn)行溫軋，空冷到室溫，得到的板坯厚度為0.4mm(ε＝2.3)；將溫軋后的板坯在連續(xù)退火試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行退火，第一段加熱(fhs)速率為60℃/s，加熱到ac1溫度(663℃)，第二段加熱(shs)速率為3℃/s，加熱到760℃后立即淬火。最后的到的雙峰鐵素體分布的超細(xì)晶雙相鋼板材，用掃描電子顯微鏡測(cè)得細(xì)晶部分鐵素體晶粒尺寸為0.5-3μm，粗晶鐵素體晶粒尺寸為3-7.5μm，室溫下其抗拉強(qiáng)度為911mpa，均勻延伸率為14.8％，屈強(qiáng)比為0.47。掃描電鏡組織及透射電鏡組織照片如圖5和圖6所示，鐵素體晶粒尺寸分布如圖7所示。

實(shí)施例3

選用鑄錠成分重量百分比為：c0.08％，mn1.80％，si0.06％，al0.36％，mo0.16％，0.38％cr，0.039％nb，余量為fe。終軋溫度為850℃，軋后板帶厚度為4.2mm。將熱軋板坯在1180℃退火15h后爐冷到室溫，之后在950℃正火20min，重新加熱到500℃保溫10min進(jìn)行溫軋，空冷到室溫，得到的板坯厚度為0.45mm(ε＝2.2)；將溫軋后的板坯在連續(xù)退火試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行退火，第一段加熱(fhs)速率為80℃/s，加熱到ac1溫度(678℃)，第二段加熱(shs)速率為4℃/s，加熱到770℃后立即淬火。最后的到的雙峰鐵素體分布的超細(xì)晶雙相鋼板材，用掃描電子顯微鏡測(cè)得的細(xì)晶部分鐵素體晶粒尺寸為0.5～3μm，粗晶鐵素體晶粒尺寸為3～7μm，室溫下其抗拉強(qiáng)度為932mpa，均勻延伸率為14.2％，屈強(qiáng)比為0.47。掃描電鏡組織及透射電鏡組織照片如圖8和圖9所示，鐵素體晶粒尺寸分布如圖10所示。