專利名稱：一種制備高強細晶雙相鋼的方法
技術領域：
本發明涉及一種制備細晶雙相鋼的方法，特別是以低碳(錳)鋼制備細晶雙相鋼的方法。
背景技術：
雙相鋼組織細化不僅能將雙相鋼強度向更高級別推進，而且細晶組織的復相化仍然具有連續屈服、強屈比高、加工硬化能力好等力學特征。目前，獲得細晶雙相鋼的途徑主要集中在大應變量變形，如等通道擠壓(ECAP)或采用復雜的形變熱處理工藝如降低終軋溫度的TMCP工藝以及形變誘導相變(DIFT)的方法。“Ultrafine graineddual phase steel fabricated by equal channel angular pressing and subsequent intercriticalannealing”(Scripta Mater，2004，51(9)909)，“Influence of deformation induced ferritetransformation on grain refinement of dual phase steel”(Mater Sci Eng A，2002，323148)及“Deformation-induced ferrite transformation in dual-phase steels”(The JointInternational Conference of HSLA Steels 2005 and ISUGS 2005，HainanCSM，2005949)等文中均指出通過采用ECAP或DIFT均可以得到細晶雙相鋼。但這些工藝需要在接近0.8～4的大應變條件下進行，這在工業生產上是很難實現的。專利200610045847“一種抗拉強度540MPa級雙相鋼板及制造方法”提出采用薄板坯連鑄連軋及快速冷卻生產工藝，此工藝在連軋過程中不能排除先共析鐵素體的生成，而先共析鐵素體的生成會導致最終組織不均勻，對產品的綜合力學性能不利。因此開發一種控制簡單、組織穩定性好且易于在工業生產中實現的細晶雙相鋼的技術非常重要。

發明內容
本發明的目的在于解決在低碳(錳)鋼中制備高強細晶雙相鋼的問題，提出一種基于過冷奧氏體在A3～Ar3溫度范圍之間進行多道次形變，以應變量控制雙相組織的技術方案。使普通商用低碳(錳)鋼在小變形量連續多道次變形條件下，獲得組織細化，性能保持連續屈服、強屈比高、加工硬化能力好等特點的高強細晶雙相鋼。
本發明的實施步驟為將商用普通低碳(錳)鋼加熱到T1溫度范圍1100～1200℃，并保溫t1時間5～30min，以使奧氏體均勻化，然后在奧氏體再結晶區T2～T3溫度1100～1000℃范圍內，以1～30s-1的應變速率實施2～3道次變形，各道次應變量控制在30％～50％，使奧氏體再結晶區多道次形變后的再結晶晶粒尺寸小于25微米，其后以10～50℃/s的冷速C2過冷至T4～T5溫度范圍，再以0.1s-1～30s-1的應變速率實施2～3道次變形。冷速C2由熱膨脹法測定，在該冷速下Ar3溫度在A3溫度以下在50～200℃范圍內，T4處于A3到A3以下10℃范圍內，T5處于Ar3以上10℃到Ar3范圍內。各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形變量處于20％～30％范圍內，在獲得80％～90％的鐵素體轉變量后，以大于50℃/s的冷速C3快冷或淬火至室溫。
本發明的特點在于，以冷速C2將奧氏體過冷至A3～Ar3溫度范圍內時，奧氏體處于過冷狀態，此時組織中不含有先共析鐵素體。在過冷和變形的雙重作用下，奧氏體直接向鐵素體轉變(動態鐵素體相變)，無先共析鐵素體形成。因此，本發明的變形工藝中，強調了細化原始奧氏體組織以及將鐵素體動態相變溫度控制在A3～Ar3溫度之間，單純通過上述變形過程即可得到細晶α/M雙相鋼。所獲得的細晶雙相組織中等軸狀鐵素體的晶粒尺寸小于5微米，均勻分布的馬氏體島尺寸小于3微米，體積分數為10％～15％，工藝可控性更強，組織更加均勻，并易于在傳統熱軋機上實現。


圖1是根據本發明的熱變形工藝示意圖。
圖2是實施例1與例2的熱變形工藝中動態相變前獲得的再結晶奧氏體組織。
圖3是實施例1的熱變形工藝在Gleeble1500熱模擬試驗機上制備的一種細晶雙相鋼的顯微組織(過冷奧氏體兩道次形變道次間隔1s)。
圖4是實施例2的熱變形工藝在Gleeble1500熱模擬試驗機上制備的一種細晶雙相鋼的顯微組織(過冷奧氏體兩道次形變道次間隔10s)圖5是實施例3的熱變形工藝在實驗軋機上獲得細晶雙相鋼SEM組織。
圖6是圖5中組織在Lepera試劑浸蝕下，馬氏體島的形貌與分布。
具體實施例方式
實施例1選用化學成份按質量百分數為0.087％C、1.24％Mn、0.35％Si，余量為Fe的低碳鋼。利用熱膨脹法測得其A3為860℃，冷速C2為30℃/s，Ar3為760℃。將該低碳鋼加熱到1200℃保溫5分鐘后，分別在T2～T3溫度范圍的1100℃、1000℃以1s-1的應變速率變形，各道次變形量均為30％，獲得如圖2所示的25微米左右的再結晶奧氏體組織。之后，以30℃/s的冷卻速率冷卻至T4～T5溫度范圍內的820℃，以1s-1的形變速率實施兩道次應變量均為30％的變形，兩道次間隔時間為1s，以60℃/s的冷速快冷至室溫，得到圖3所示的細晶雙相組織，其中鐵素體平均晶粒尺寸約為3.94微米，馬氏體島平均尺寸約為2.56微米，體積分數約為10％。
實施例2選用鋼種的化學成分同實施例1。將該低碳鋼加熱到1200℃保溫5分鐘后分別在T2～T3溫度范圍的1100℃、1000℃以1s-1的應變速率變形，各道次變形量均為30％，獲得如圖2所示的25微米左右的再結晶奧氏體組織。之后，以15℃/s的冷卻速率冷卻至800℃，以10s-1的形變速率實施兩道次應變量均為30％的變形，兩道次間隔時間為10s，以60℃/s的冷速快冷至室溫，得到圖4所示的細晶雙相組織，其中鐵素體平均晶粒尺寸約為4.09微米，馬氏體島平均尺寸約為3.33微米，體積分數約為10％。
實施例3采用普通低碳錳鋼的熱軋坯，其化學成份為按質量百分數為0.09％C、1.4％Mn、0.35％Si，余量為Fe。坯料的原始厚度為15mm。在350四/二輥可逆熱軋板帶實驗軋機上進行多道次可逆軋制試驗，采用的軋制速度為500mm.s-1。熱軋工藝為1200℃保溫30分鐘后空冷至1100℃開軋，實施兩道次壓下量均為30％的軋制，道次間隔時間為5s，第二道次軋后溫度為1000℃左右。之后，空冷(冷速約為12℃/s)至840℃連續兩道次壓下量均為30％的軋制，道次間隔時間為3s，終軋溫度為790℃，軋后水冷。圖5為該工藝下獲得的細晶雙相組織的SEM形貌。鐵素體平均晶粒尺寸約為4.8微米，馬氏體島平均尺寸約為4微米，馬氏體島體積分數為13％左右。如圖6所示，在Lepera試劑的浸蝕下，呈白色無規則的馬氏體島均勻分布于灰黑色鐵素體基體中。獲得的細晶雙相鋼性能見表1。
表1 細晶雙相鋼室溫拉伸性能

權利要求
1.一種制備高強細晶雙相鋼的方法，其特征在于將普通低碳鋼加熱到T1溫度1100～1200℃，并保溫t1時間5～30min，使奧氏體均勻化，然后在奧氏體再結晶區T2～T3溫度1100～1000℃范圍內，以1～30s-1的應變速率實施2～3道次變形，各道次應變量控制在30％～50％，其后以10～50℃/s的冷速C2過冷至T4～T5溫度范圍，再以0.1s-1～30s-1的應變速率實施2～3道次變形，T4～T5溫度范圍處于A3到Ar3溫度范圍內，各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形變量處于20％～30％范圍內，在獲得80％～90％的鐵素體轉變量后，以大于50℃/s的冷速C3快冷或淬火至室溫。
2.如權利要求1所述的制備高強細晶雙相鋼的方法，其特征在于冷速C2由熱膨脹法測定，在該冷速下Ar3溫度在A3溫度以下在50～200℃范圍內，T4處于A3到A3以下10℃范圍內，T5處于Ar3以上10℃到Ar3范圍內。
全文摘要
本發明涉及一種制備細晶雙相鋼的方法，特別是以低碳(錳)鋼制備細晶雙相鋼。本方法將普通低碳(錳)鋼奧氏體化后，通過再結晶區多道次形變獲得細小的奧氏體組織，并以適當的冷速過冷至A
文檔編號C21D11/00GK101054621SQ200710064150
公開日2007年10月17日 申請日期2007年3月2日 優先權日2007年3月2日
發明者孫祖慶, 楊王玥, 徐海衛, 李龍飛 申請人:北京科技大學