一種具有雙峰鐵素體晶粒分布的超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼及其生產工藝的製作方法

2023-05-08 15:53:46

本發明屬於冶金材料技術領域，特別涉及一種具有雙峰鐵素體晶粒分布的超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼及其生產工藝。

背景技術：

馬氏體鐵素體雙相鋼以其良好的強度和塑性匹配、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用鋼，並得到廣泛的應用，但是高強度雙相鋼因強度的提高使塑性下降，無法滿足深衝性能的要求，限制了其在衝壓件方面的應用。

細化晶粒能在提高多晶體強度的同時，也使其塑性與韌性得以提高。人們把超細晶的概念引入到雙相鋼中，迄今為止國內外學者利用不同的方法製備超細晶雙相鋼，其晶粒尺寸達到了3μm以下。雖然，超細晶雙相鋼具有較好的強塑性匹配，但是，由於晶粒的細化，導致其屈強度提高，屈強比增加。而且其均勻延伸率與細化之前相比也減小了。

以往為了解決超細晶鐵素體鋼加工硬化率較低，造成其均勻延伸率低的問題，採用在超細晶組織中引入適量的相對粗大的晶粒，即造成晶粒尺寸雙峰分布的晶粒結構，可以在強度損失很小的情況下極大提高延伸率。如中國發明專利公開說明書cnc1632138a公開了20crmnti鋼獲得雙峰晶粒尺寸分布超細晶組織的工藝方法，原馬氏體形成超細晶組織，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。中國發明專利公開說明書cn101671772a公開了超細晶鐵素體和納米碳化物低碳鋼板材的製備方法，採用馬氏體+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。雖然超細晶雙相鋼中由於硬質相馬氏體的存在，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，如何提高超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼的均勻延伸率，是本領域技術人員目前需要解決的技術問題。

技術實現要素：

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

為了實現以上發明目的，本發明提供一種超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼的生產工藝，經冶煉、澆鑄、鍛造、熱軋製得鋼坯，將所述鋼坯進行熱處理，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，使組織細小均勻化。

溫軋後得到了細化的鐵素體晶粒，碳化物粒子發生偏聚。為後續的連續退火階段提供了原始組織。

所述的連續退火包括三個階段：

(1)以40℃/s～80℃/s的速率加熱到ac1溫度；

(2)以1℃/s～5℃/s的速率繼續升溫到740～800℃；

(3)淬火。

在連續退火階段，鋼板首先以40～80℃/s的加熱速率加熱到ac1溫度後以1～5℃/s加熱到退火溫度。在快速加熱階段，由於加熱速率較快，鐵素體只發生部分再結晶，在達到奧氏體相變溫度(ac1)後，進入慢速加熱階段，奧氏體相變與鐵素體再結晶同時發生，兩者相互影響，細化鐵素體和奧氏體的晶粒尺寸，而已再結晶的鐵素體在這階段長大。另外，由於溫軋後使得組織中碳化物分布不均勻，在高密度碳化物富集區，奧氏體的形核密度增加，阻止了鐵素體的生長。在低密度碳化物富集區，由於奧氏體形核密度較低，鐵素體發生再結晶和長大的阻力減小，產生了相對粗大的鐵素體晶粒。

上述幾個階段相互配合，達到細化鐵素體馬氏體雙相鋼晶粒的目的，並使得鐵素體晶粒具有雙峰分布的特徵，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比。

優選地，所述的溫軋是在450～600℃，進行溫軋後空冷。

優選地，所述的正火是在900～950℃，正火處理30～60min。

優選地，所述的均勻化退火是在1100～1200℃，均勻化退火10～15h。

優選地，所述熱軋的終軋溫度為800～850℃，熱軋後空冷到室溫。

優選地，所述鋼坯的成分，以重量百分比計，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％，餘量為fe。

本發明的另一目的是提供上述生產工藝得到的超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼，所述超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼具有雙峰鐵素體晶粒分布的特徵，細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。

優選地，所述馬氏體的晶粒小於3μm。

優選地，室溫下，所述超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼的抗拉強度大於900mpa，均勻延伸率大於14％，屈強比小於0.5。本發明的有益效果：

本發明提供的超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼的生產工藝使奧氏體晶粒發生細化，鐵素體晶粒成雙峰尺寸分布的特徵，室溫拉伸下其均勻延伸率得到了較大的提高，屈強比小於0.5。

附圖說明

本發明附圖7幅，

圖1為本發明超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼生產工藝中熱處理的溫度-時間曲線圖；

圖2為實施例1生產的超細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為實施例1生產的超細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為實施例1生產超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼的鐵素體晶粒尺寸分布圖；

圖5為實施例2生產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為實施例2生產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為實施例2生產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為實施例3生產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為實施例3生產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為實施例3生產的雙相鋼板帶的馬氏體鐵素體的鐵素體晶粒尺寸分布圖。

具體實施方式

為了使本領域技術人員更好地理解本發明方案，下面結合附圖和具體實施方式對本發明做進一步詳細的說明。

圖1為本發明所提供的超細晶馬氏體鐵素體雙相鋼的生產工藝的一種具體實施方式，經冶煉、澆鑄、鍛造、熱軋製得鋼坯後，將所述鋼坯進行熱處理，包括以下工序：均勻化退火、正火、溫軋和連續退火；第一階段，將熱軋鋼進行1100～1200℃，10～15h的均勻化退火；第二階段，進行900～950℃，30～60min的正火處理；第三階段，在450～600℃的溫度區間內進行溫軋，積累應變為ε＝2.0～2.8，軋後空冷到室溫；第四階段，溫軋後的樣品在連續退火爐中退火，連續退火分為3個階段，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溫度後以1～5℃/s的加熱速率升溫到退火溫度(740～800℃)，立即淬火到室溫，以完成連續退火。

在一種具體實施方式中，上述馬氏體鐵素體雙相鋼的生產工藝選用的鋼坯是經50kg的感應爐熔煉而成，以重量百分比計，其化學成分為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％，餘量為fe。鑄錠冶煉澆鑄後，鍛造成方坯用於熱軋。熱軋終軋溫度為800～850℃，軋後空冷到室溫，得到4.0～4.5mm厚的板坯。

在一種優選的實施方式中，利用四棍軋機對正火後的板帶進行溫軋，溫軋後的板坯厚度為0.3～0.5mm。

下述非限制性實施例可以使本領域的普通技術人員更全面地理解本發明，但不以任何方式限制本發明。

本發明實施例中：

1、採用quanta600掃描電鏡對退火後的樣品進行微觀組織觀察。利用平均截距長度法統計晶粒尺寸的大小，每個試樣大約統計1000個晶粒來決定晶粒尺寸的大小和他們的分布。

2、採用tecnaig220透射電子顯微鏡對微觀組織的精細結構進行觀察；利用fomastor-fⅱ全自動相變儀測定ac1溫度。

3、按gb/t228-2002製成矩形截面標準拉伸試樣，在cmt5105-sans微機控制電子萬能實驗機上進行拉伸實驗。

實施例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％，餘量為fe。終軋溫度為800℃，軋後板帶厚度為4.3mm。熱軋板坯在1100℃退火10h後爐冷到室溫，之後在900℃正火30min，重新加熱到570℃保溫10min進行溫軋，空冷到室溫，得到的板坯厚度為0.35mm(ε＝2.5)；將溫軋後的板坯在連續退火試驗機上進行退火，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℃後立即淬火。最後得到的雙峰鐵素體分布的超細晶雙相鋼板材，用掃描電子顯微鏡測得細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，室溫下其抗拉強度為905mpa，均勻延伸率為15.3％，屈強比為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％，餘量為fe。終軋溫度為820℃，軋後板帶厚度為4mm。將熱軋板坯在1150℃退火12h後爐冷到室溫，之後在930℃正火30min，重新加熱到550℃保溫10min進行溫軋，空冷到室溫，得到的板坯厚度為0.4mm(ε＝2.3)；將溫軋後的板坯在連續退火試驗機上進行退火，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℃後立即淬火。最後的到的雙峰鐵素體分布的超細晶雙相鋼板材，用掃描電子顯微鏡測得細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，室溫下其抗拉強度為911mpa，均勻延伸率為14.8％，屈強比為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，餘量為fe。終軋溫度為850℃，軋後板帶厚度為4.2mm。將熱軋板坯在1180℃退火15h後爐冷到室溫，之後在950℃正火20min，重新加熱到500℃保溫10min進行溫軋，空冷到室溫，得到的板坯厚度為0.45mm(ε＝2.2)；將溫軋後的板坯在連續退火試驗機上進行退火，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℃後立即淬火。最後的到的雙峰鐵素體分布的超細晶雙相鋼板材，用掃描電子顯微鏡測得的細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，室溫下其抗拉強度為932mpa，均勻延伸率為14.2％，屈強比為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。