本發(fā)明屬于鋼鐵材料工程領(lǐng)域，涉及一種雙相鋼及其制備方法，特別是一種1300MPa級(jí)超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼及其制備方法。

背景技術(shù)：

傳統(tǒng)鐵素體/馬氏體雙相鋼屈強(qiáng)比較低，初始加工硬化速率高且塑韌性良好。但由于鐵素體和馬氏體間強(qiáng)度差異較大，微裂紋容易沿著鐵素體/馬氏體相界面擴(kuò)展擴(kuò)，從而導(dǎo)致擴(kuò)孔性能不佳，在擴(kuò)孔翻邊工序中常出現(xiàn)開裂。而鐵素體/貝氏體雙相鋼則是用韌性更好的貝氏體替代了馬氏體，具有比鐵素體/馬氏體雙相鋼更好的翻邊和擴(kuò)孔性能，以及更好的拉伸性能和沖擊韌性，更適于制造形狀復(fù)雜的汽車零部件（如車輪、底盤、懸掛等）、工程機(jī)械零部件和抗大應(yīng)變管線。

目前，鐵素體/貝氏體雙相鋼主要用低碳低合金鋼（包括微合金化和非微合金化的）通過控軋控冷的方法制備，制備方法已在多項(xiàng)專利中公開，例如申請(qǐng)?zhí)枮?00910169738.X的中國專利公開了一種高抗拉強(qiáng)度熱軋鐵素體貝氏體雙相鋼及其制造方法，該抗拉強(qiáng)度在514~535MPa之間，屈強(qiáng)比在0.63以上，但是在抗拉強(qiáng)度還是比較低，韌性不夠。為了獲得具有更優(yōu)異綜合力學(xué)性能的鐵素體/貝氏體雙相鋼，科研工作者分別對(duì)其鐵素體和貝氏體組織進(jìn)行了深入的研究和改善。首先將鐵素體組織進(jìn)行細(xì)化，使鐵素體晶粒尺寸細(xì)化至微米級(jí)(1~4 μm)，即超細(xì)鐵素體組織，超細(xì)鐵素體因其較高的強(qiáng)度而使雙相鋼性能提高；其次貝氏體組織也在不斷改進(jìn)，無碳化物貝氏體、低溫貝氏體等具有優(yōu)異強(qiáng)韌性的貝氏體組織也逐步被運(yùn)用到雙相鋼中，超細(xì)鐵素體和高強(qiáng)韌貝氏體結(jié)合的雙相鋼成為當(dāng)今科研學(xué)者研究的重點(diǎn)和熱點(diǎn)。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明要解決的技術(shù)問題提供一種工藝簡單、制備效率高、易于精確控制、質(zhì)量穩(wěn)定性高的1300MPa級(jí)超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼及其制備方法，其將中碳含硅低合金鋼淬火馬氏體組織加熱到A_c1以下溫度，保溫后出爐進(jìn)行溫軋或冷軋變形，然后加熱至“α+γ”兩相區(qū)部分奧氏體化，再放入溫度稍高于兩相區(qū)奧氏體的馬氏體開始點(diǎn)的鹽浴爐中進(jìn)行等溫貝氏體轉(zhuǎn)變，空冷至室溫，得到超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相組織。其工藝簡單，形成的雙相鋼具有超高強(qiáng)度和良好塑性。

為解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明采用的技術(shù)方案是：

一種1300MPa級(jí)超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其化學(xué)成分按重量百分比為：C 0.28~0.32、Si 1.7~2.1、Mn 1.5~1.7、Cr1.1~1.4、Ni 0.8~1.2、W 0.6~0.8、P≤0.02、S≤0.02，其余為Fe和不可必避免的雜質(zhì)；其金相組織為超細(xì)晶鐵素體和低溫貝氏體，其中超細(xì)晶鐵素體的晶粒尺寸為0.5~2μm、體積含量為20~35%，低溫貝氏體的板條尺寸為75~300 nm。

所述1300MPa級(jí)超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼抗拉強(qiáng)度不小于1300 MPa，屈強(qiáng)比為0.50~0.65，延伸率不小于12%。

本發(fā)明還提供了兩種上述1300MPa級(jí)超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼的制備方法，其中一種方法包括以下步驟：

A、煉鋼：按照鋼材的設(shè)計(jì)要求計(jì)算投料比例、熔煉、并澆注成鋼錠；

B、退火、熱軋：將所述鋼錠退火、熱軋，熱軋后空冷至室溫，得熱軋板坯；

C、淬火：將所述熱軋板坯加熱至800~1000℃、保溫20~40min，然后迅速放入油中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯；

D、溫軋：將所述淬火板坯在450~550℃條件下保溫1h，得回火屈氏體組織的板坯，然后將回火屈氏體組織的板坯在500~600℃經(jīng)5~7道次、進(jìn)行總壓下量為30~50%的軋制變形，空冷至室溫，得溫軋板材；

E、熱處理：將所述溫軋板材在760~780℃條件下，保溫3~5h，然后迅速放入260~320℃的鹽浴爐中等溫1.5~10 h，再出爐空冷至室溫。

另一種方法，包括以下步驟：

A、煉鋼：按照鋼材的設(shè)計(jì)要求計(jì)算投料比例、熔煉、并澆注成鋼錠；

B、鋼錠加熱至1200~1250℃保溫3~5 h進(jìn)行均勻化處理；然后空冷至1180℃開軋，終軋溫度不低于880℃，經(jīng)過5~6道次軋制，最終軋制成18~20 mm厚的熱軋板坯，熱軋板坯空冷至室溫；

C、淬火和回火：將經(jīng)過步驟B處理的熱軋板坯重新加熱至850~950℃保溫20~40 min后，迅速放入油中淬火冷卻至室溫，然后放入480~520℃的爐子中保溫1 h，出爐空冷至室溫，制得回火屈氏體組織的板坯；

D、冷軋：將回火后的板坯進(jìn)行總壓下量40%的多道次冷軋變形，得到12 mm厚的冷軋板材；

E、熱處理：將冷軋板材放入溫度為760~780℃的爐子中，保溫3~5h后，迅速放入溫度為260~320℃的鹽浴爐中恒溫保持1.5~10 h，然后出爐空冷至室溫，得超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼板材。

低溫貝氏體是本世紀(jì)初開發(fā)的由極薄的板條貝氏體和其間的薄膜狀殘余奧氏體組成的組織，是含硅重量百分比1.5%以上的高碳合金鋼在稍高于馬氏體開始點(diǎn)溫度進(jìn)行低溫等溫貝氏體轉(zhuǎn)變得到的。由于轉(zhuǎn)變溫度低，故得到的貝氏體板條厚度較薄，甚至達(dá)到了幾十納米；又由于硅元素對(duì)等溫轉(zhuǎn)變過程中碳化物析出的抑制作用，故在貝氏體板條間形成了殘余奧氏體而無碳化物析出。所以又稱該組織為無碳化物納米結(jié)構(gòu)貝氏體。極細(xì)小的板條貝氏體導(dǎo)致高強(qiáng)度，薄膜狀的殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變誘發(fā)塑性效應(yīng)可以進(jìn)一步改善塑韌性、降低屈強(qiáng)比并提高成形性。那么，用低溫貝氏體代替?zhèn)鹘y(tǒng)雙相鋼的硬相，再將軟相鐵素體晶粒進(jìn)行細(xì)化，即可得到細(xì)晶粒鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，這將使雙相鋼性能進(jìn)一步提高。

上述技術(shù)方案的物理冶金學(xué)原理是：馬氏體加熱到A_c1以下溫度保溫，得到回火屈氏體組織，經(jīng)軋制形變后，加熱到“α+γ”兩相區(qū)保溫，發(fā)生鐵素體再結(jié)晶并形成部分奧氏體。由于回火屈氏體保持了淬火馬氏體的細(xì)化組織形態(tài)，其軋制變形后加熱再結(jié)晶會(huì)形成細(xì)小的鐵素體等軸晶粒，得到超細(xì)晶鐵素體；與此同時(shí)，加熱溫度超過A_c1（A_c1是所說的“α+γ”兩相區(qū)的最低溫度）則發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，由于加熱溫度在兩相區(qū)，奧氏體晶粒長大受到較大限制，故形成了細(xì)晶奧氏體。這樣，在兩相區(qū)加熱保溫過程會(huì)形成“超細(xì)晶鐵素體+細(xì)晶奧氏體”組織，隨后在鹽浴爐中進(jìn)行低溫（稍高于此細(xì)晶奧氏體的馬氏體開始點(diǎn)）等溫過程中，細(xì)晶奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，而超細(xì)晶鐵素體基本不發(fā)生變化。由于較高的硅含量抑制了碳化物在等溫貝氏體轉(zhuǎn)變過程析出，所以奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樵谪愂象w板條間分布薄膜狀殘余奧氏體的無碳化物貝氏體組織，即低溫貝氏體組織。那么，冷卻到室溫后就得到了超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼。

采用上述技術(shù)方案產(chǎn)生的有益效果在于：（1）本發(fā)明的超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼的組織得到了超細(xì)化，其抗拉強(qiáng)度不小于1300MPa，甚至高達(dá)1500MPa、屈強(qiáng)比為0.48~0.63、延伸率不小于12%，具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞構(gòu)件；（2）本發(fā)明的制備工藝流程簡單易行、容易控制，有利于實(shí)現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)，只需要精確控制熱處理的溫度即可控制產(chǎn)品質(zhì)量，制備效率高。

附圖說明

圖1是實(shí)施例1制備的雙相鋼微觀組織的掃描電鏡照片；

圖2是實(shí)施例1制備的雙相鋼試樣的拉伸曲線；

圖3是實(shí)施例2制備的雙相鋼微觀組織的掃描電鏡照片；

圖4是實(shí)施例5制備的雙相鋼微觀組織的掃描電鏡照片；

圖5是實(shí)施例5~7制備的雙相鋼試樣的拉伸曲線；

圖6是實(shí)施例8~10制備的雙相鋼試樣的拉伸曲線。

具體實(shí)施方式

實(shí)施例1

A、按照質(zhì)量百分比為C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P 0.01、S 0.01，其余為Fe和不可必避免的雜質(zhì)的配比，計(jì)算投料比例、在真空中頻感應(yīng)電爐中熔煉、并澆注成170 mm直徑的圓柱形鋼錠。

B、退火、熱軋：將鋼錠加熱至1220℃保溫4 h均勻化處理，出爐空冷至1180℃開軋，終軋溫度為880℃，經(jīng)過6道次軋制，最終軋制成20 mm厚的熱軋板坯，軋后空冷至室溫。

上述步驟A和步驟C中的熔煉和退火、熱軋均是常規(guī)的步驟。

C、淬火：將所述熱軋板坯加熱至900℃、保溫30min，然后迅速放入油中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯。

D、溫軋：將所述淬火板坯放入500℃的爐子中保溫1h，出爐后立即進(jìn)行總壓下量40%的多道次軋制變形，得12mm厚的溫軋板材。

E、熱處理：將所述溫軋板材放入溫度為760℃的爐子中，保溫5h，然后迅速放入260℃的鹽浴爐中等溫10 h，再出爐空冷至室溫。

對(duì)本實(shí)施例所制得板材進(jìn)行掃描電鏡（SEM）分析，其微觀組織照片參見圖1，從圖中可以看出：本實(shí)施例制備了超細(xì)晶鐵素體和貝氏體雙相鋼，其中超細(xì)晶鐵素體的晶粒尺寸為0.5~2μm，體積含量約為30%。

將本實(shí)施例的板材制作試樣，按照GB/T228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線參見圖2，測(cè)得試樣的抗拉強(qiáng)度（）為1383MPa、屈服強(qiáng)度（）為775 MPa、延伸率（）為14%，計(jì)算得屈強(qiáng)比為0.56，強(qiáng)塑積為19362 MPa·%。具體參見表1的數(shù)據(jù)。

表1 實(shí)施例1-4中雙相鋼的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能

上述結(jié)果表明：本實(shí)施例制得了超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好。可用于制造成形性要求高的吸能防撞構(gòu)件。

實(shí)施例2

將按照實(shí)施例1得到的溫軋板材放入溫度為760℃的爐子中，保溫5 h后，迅速放入溫度為290℃的鹽浴爐中等溫10 h，然后出爐空冷至室溫。其SEM照片參見圖3，力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果如表1所示。

實(shí)施例3

A、按照質(zhì)量百分比為C 0.28、Si 1.7、Mn 1.7、Cr 1.1、Ni 1.2、W 0.6、P 0.01、S 0.01，其余為Fe和不可必避免的雜質(zhì)的配比，計(jì)算投料比例、在真空中頻感應(yīng)電爐中熔煉、并澆注成170 mm直徑的圓柱形鋼錠。

B、退火、熱軋：將鋼錠加熱至1200℃保溫5 h均勻化處理，出爐空冷至1180℃開軋，終軋溫度為880℃，經(jīng)過7道次軋制，最終軋制成20 mm厚的熱軋板坯，軋后空冷至室溫。

C、淬火：將所述熱軋板坯加熱至850℃、保溫60min，然后迅速放入油中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯。

D、溫軋：將所述淬火板坯放入480℃的爐子中保溫1h，出爐后立即進(jìn)行總壓下量35%的多道次軋制變形，得13mm厚的溫軋板材；

E、熱處理：將所述溫軋板材在780℃條件下，保溫3h，然后迅速放入290℃的鹽浴爐中等溫3h，再出爐空冷至室溫。

對(duì)本實(shí)施例所制得板材進(jìn)行掃描電鏡（SEM）分析和拉伸試驗(yàn)，結(jié)果參見表1。

上述結(jié)果表明：本實(shí)施例制得了超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好。

實(shí)施例4

A、按照質(zhì)量百分比為C 0.32、Si 2.1、Mn 1.5、Cr 1.4、Ni 0.8、W 0.8、P 0.01、S 0.01，其余為Fe和不可必避免的雜質(zhì)的配比，計(jì)算投料比例、在真空中頻感應(yīng)電爐中熔煉、并澆注成170 mm直徑的圓柱形鋼錠。

B、退火、熱軋：將鋼錠加熱至1250℃保溫2 h均勻化處理，出爐空冷至1180℃開軋，終軋溫度為880℃，經(jīng)過7道次軋制，最終軋制成20 mm厚的熱軋板坯，軋后空冷至室溫。

C、淬火：將所述熱軋板坯加熱至950℃、保溫20min，然后迅速放入油中淬火冷卻至室溫，得淬火板坯。

D、溫軋：將所述淬火板坯在550℃條件下保溫1h，然后立即進(jìn)行總壓下量50%的多道次軋制，得10mm厚的溫軋板材；

E、熱處理：將溫軋板材放入溫度為780℃的爐子中，保溫3 h后，迅速放入溫度為320℃的鹽浴爐中等溫1.5 h，然后出爐空冷至室溫。

對(duì)本實(shí)施例所制得板材進(jìn)行掃描電鏡（SEM）分析和拉伸試驗(yàn)，結(jié)果參見表1。

上述結(jié)果表明：本實(shí)施例制得了超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好。

實(shí)施例5

A、按照質(zhì)量百分比為C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P 0.01、S 0.01，其余為Fe和不可必避免的雜質(zhì)的配比，計(jì)算投料比例、在真空中頻感應(yīng)電爐中熔煉、并澆注成170 mm直徑的圓柱形鋼錠；

B、鋼錠加熱至1220℃保溫4 h均勻化處理，出爐空冷至1180℃開軋，終軋溫度為880℃，經(jīng)過6道次軋制，第一、二道次壓下量分別為40和30 mm，后四道次壓下量均為20 mm，最終軋制成20 mm厚的熱軋板坯，軋后空冷至室溫；

C、將熱軋板坯重新加熱至900℃保溫30 min后，迅速放入油中淬火冷卻至室溫，然后放入500℃的爐子中保溫1 h，出爐空冷至室溫，制得回火屈氏體組織的板坯；

D 、將回火后的板坯進(jìn)行總壓下量40%的多道次冷軋變形，得到12 mm厚的冷軋板材；

E、將冷軋板材放入溫度為760℃的爐子中，保溫5 h后，迅速放入溫度為260℃的鹽浴爐中等溫10 h，然后出爐空冷至室溫，制得超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼板材。其微觀組織的掃描電鏡照片參見圖4。從圖中可以看出：超細(xì)晶鐵素體的晶粒尺寸為0.5~2μm，體積含量約為35%。

將本實(shí)施例的板材制作試樣，按照GB/T228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線參見圖5，從圖中可以看出：拉伸載荷作用開始后，應(yīng)力應(yīng)變曲線首先進(jìn)入彈性變形階段，即隨著應(yīng)變的增加，拉伸應(yīng)力也相應(yīng)地呈線性增加趨勢(shì)；隨著拉伸載荷作用時(shí)間的增長，曲線逐漸過渡到屈服階段，在該階段，曲線中并沒有出現(xiàn)明顯的平臺(tái)或鋸齒狀，因此推斷該過程為連續(xù)屈服；進(jìn)一步延長載荷作用時(shí)間，曲線進(jìn)入均勻塑性變形階段，曲線上升并達(dá)到材料的抗拉強(qiáng)度；試樣在此后繼續(xù)產(chǎn)生不均勻塑性變形，在局部區(qū)域產(chǎn)生頸縮，達(dá)到極限值后，試樣斷裂。

根據(jù)試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，測(cè)得試樣的抗拉強(qiáng)度（）、屈服強(qiáng)度（）和延伸率（）結(jié)果如表2所示。

表2 實(shí)施例5、7、8和10中制備的試樣組織參數(shù)及力學(xué)性能

本實(shí)施例表明：本實(shí)施例制備的超細(xì)晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼具有高強(qiáng)度、高塑性、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)塑積，綜合力學(xué)性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞構(gòu)件。

實(shí)施例6~7

與實(shí)施例1不同的是，步驟D中將冷軋板材放入溫度為760℃的爐子中，保溫5 h后，分別在溫度為275℃（實(shí)施例6）和290℃（實(shí)施例7）的鹽浴爐中等溫10 h，然后出爐空冷至室溫。其拉伸曲線和試驗(yàn)的結(jié)果參見圖5和表2。

實(shí)施例8~10

與實(shí)施例1不同的是，步驟D中將冷軋板材放入溫度為780℃爐中，保溫3 h后，然后分別迅速放入溫度為290、305和320℃的鹽浴爐中等溫3 h，然后出爐空冷至室溫。其拉伸試驗(yàn)曲線和結(jié)果分別參見圖6和表2。