本發明涉及貝氏體鋼材料，具體為一種含多尺度、多形態殘余奧氏體結構的復相貝氏體鋼，以及該復相貝氏體鋼的制備。

背景技術：

1、貝氏體組織因其綜合性能優異且有助于降低生產成本，自發現以來一直受到國內外材料工作者的廣泛關注和持續性研究，特別是近些年來，基于貝氏體的相變理論和合金元素在鋼中的作用等方面研究成果，利用高碳高硅鋼相繼開發出了一系列具有高強度和高硬度的貝氏體鋼種。這種貝氏體鋼的優異力學性能主要歸因于其微觀組織中的微納尺度貝氏體板條和平行分布于這些板條之間的薄膜狀殘余奧氏體結構，然而，為了獲得這些較小尺度結構的貝氏體組織，往往需要對其在較低溫度下進行等溫淬火處理數十小時、甚至上百小時，帶來工業生產效率低下、生產規模化受限等不足；此外，高碳含量還會對其焊接性能和塑/韌性能產生不利影響，高硅含量則削弱了鋼的表面質量及電鍍涂覆能力，從而制約著該類型高強鋼作為結構材料在工業化生產中的應用。

2、有研究報道，在高碳鋼中通過添加鈷(co)和鋁(al)合金元素能增大貝氏體與奧氏體之間的自由能差，進而達到加速貝氏體轉變的目的。這種方法在一定程度上起到了縮短貝氏體轉變時間的作用，但高碳貝氏體鋼的等溫轉變時間仍然長達幾十小時，而且價格較昂貴的co元素的添加不利于降低生產成本。

3、也有研究通過鎳(ni)元素代替部分碳(c)元素制備fe-mn-ni-c系低碳貝氏體鋼，其微觀組織由貝氏體板條和殘余奧氏體組成，低的碳含量在一定程度上改善了鋼的焊接性能，而且具有較高含量并呈不同尺度范圍分布特征的殘余奧氏體因變形所產生的相變誘發塑性(trip)效應能促進鋼塑與韌性的同時增加，但是呈合并和粗化趨勢的貝氏體板條卻降低了鋼的強度和硬度，同時ni元素的較昂貴價格也不利于控制生產成本。

4、另外還有研究通過降低高碳高硅鋼中碳的含量，并用al代替部分硅(si)元素，在較高溫度下經過較短保溫時間的等溫淬火處理，得到由貝氏體板條和殘余奧氏體構成的貝氏體鋼種。這類鋼中細小結構的貝氏體板條是其具有高強度的重要條件，且呈不同尺度的塊狀殘余奧氏體所具有的trip效應為其兼具良好的塑/韌性提供了可能。然而，在貝氏體鋼的成分設計和制備過程中涉及到的對合金元素和熱處理工藝的控制問題較難解決，如al元素添加量的增加雖有助于細化貝氏體板條，但會降低鋼澆筑過程中熔融態液體的流動性，不利于鑄造成型；擴散退火、奧氏體化和等溫淬火的溫度和保溫時間對微觀組織中殘余奧氏體含量、尺度分布范圍及貝氏體板條的尺度大小都會產生影響，進而對貝氏體鋼的綜合力學性能產生影響等。

5、故而對于貝氏體鋼的研究仍在不斷進行中，如果能開發出兼具力學和加工性能優勢且易于生產的鋼種，對于貝氏體鋼的應用和發展都將具有廣闊的意義和價值。

技術實現思路

1、為彌補現有貝氏體鋼存在的不足，本發明提供了一種制備工藝簡單、流程短、易于工業化生產的復相貝氏體鋼，其微觀組織由多尺度、多形態分布的適量殘余奧氏體結構和細小尺寸貝氏體板條結構組成，在綜合力學性能方面表現出了兼具高強度、高硬度和良好塑性、韌性性能的優勢。

2、為實現上述目的，本發明提供的含多尺度、多形態殘余奧氏體結構的復相貝氏體鋼，包括以下質量百分比含量的化學成分：c?0.28～0.45，al0.6～1.35，si?0.65～1.1，mn1.6～2.0，cr?1.5～1.8，ni?0.28～0.5，mo?0.28～0.5，w?0.15～0.28，p<0.008，s<0.008，其余為fe；

3、該復相貝氏體鋼由鋼坯在奧氏體化后經過兩步分階段等溫淬火熱處理制備，其中一步等溫淬火熱處理的溫度為鋼坯的馬氏體轉變開始溫度點以下，另一步等溫淬火熱處理的溫度為鋼坯的馬氏體轉變開始溫度點以上。

4、作為對上述技術方案的限定，馬氏體轉變開始溫度點，記為ms點，由貝氏體轉變區的等溫轉變曲線即ttt曲線(time?temperature?transformation?curve)測算得到，同時測算得到貝氏體轉變開始溫度點，記為bs點；再利用淬火膨脹儀對ms點、bs點以及鋼坯奧氏體轉變的臨界溫度ac3曲線進行確認。

5、本發明的復相貝氏體鋼為低碳含鋁硅鋼，其c元素含量較低，與高碳貝氏體鋼相比，展現出良好的可焊接性能和冷加工成型性，而且因低碳鋼所具備的較高ms點，在一定程度上縮短了貝氏體轉變完成時間。

6、為了保證低碳鋼仍能具有較高強度，通過加入al合金元素來提升t0曲線進而增加貝氏體轉變時的形核驅動力和形核密度，實現細化貝氏體板條、提高貝氏體鋼強度的目的，而且這些貝氏體板條把塊狀的奧氏體分割成不同的結構單元，使其呈現出多尺度和多形態的分布特征。al元素的添加，還因al具有類似于si元素的作用，可以抑制貝氏體轉變過程中脆性碳化物的析出，改善因si元素過高所造成的表面質量和表面涂鍍性能較差的缺點，同時，因沒有脆性碳化物的存在對其塑/韌性的增加也起到了促進作用；再者進一步縮短貝氏體轉變完成時間，提高生產效率，降低生產中能源、時間和成本等方面投入，易于工業化生產和應用。

7、另外，mn、cr和mo元素的加入，在提高鋼淬透性，以及保證較大尺寸產品在生產中的工藝穩定性和組織均勻性的同時，還可以降低貝氏體的轉變溫度，同樣起到細化貝氏體板條的作用。

8、在上述化學成分調整的同時，再通過在鋼坯ms點以下結合ms點以上(ms點以下/以上)進行的兩步等溫淬火熱處理，使所形成的板條狀貝氏體結構具有細小的尺寸，且這些板條內部含有較高的位錯密度，對貝氏體鋼強度和韌性的同時增加起到重要的促進作用。在ms點以下等溫淬火所形成的細小片層狀馬氏體，經過后續ms點以上等溫淬火后相當于經歷了一次中溫回火處理，這一過程在很大程度上降低了馬氏體脆性，使其對鋼材起到強化作用的同時還對韌性的增加起到促進作用。或者經過ms點以上等溫淬火保留下來的奧氏體在ms點以下等溫淬火過程中形成馬氏體，雖未經過回火處理，但由于其經歷的過冷度較小而沒有表現出較高的脆性，不會對韌性的增加產生不利影響，反而會對強度的提升起到有益的促進作用。最終都能形成由超細結構貝氏體板條、多尺度和多形態殘余奧氏體以及少量馬氏體組成的微觀組織。

9、大量研究指出，微觀組織中的殘余奧氏體在變形過程中容易發生馬氏體相變而產生相變誘發塑性(trip)效應以及相變馬氏體強化作用，從而起到同時增加鋼的強度和塑/韌性的作用。而trip效應的發揮主要取決于殘余奧氏體的穩定性和其在變形過程中發生馬氏體相變的程度(或稱百分比)。據報道，殘余奧氏體的尺度越大、其穩定性則越差，在受到較小應力/應變(外部載荷所致)的情況下就能發生馬氏體相變。然而，隨著殘余奧氏體尺度的減小，其穩定性表現出逐漸增加的趨勢，發生馬氏體相變所需要的應力/應變也隨之增加。因此，隨著拉伸或彎曲載荷的增加，呈多尺度分布特征的殘余奧氏體將按照其尺度分布范圍從大到小依次發生馬氏體相變，隨之產生持續不斷的trip效應和持續高的應變硬化行為，從而實現同時提高鋼的強度與塑/韌性的目標，這正是本發明鋼微觀組織中含有多尺度和多形態殘余奧氏體的優點所在，即這種微觀組織使本發明鋼在保持較高強度和硬度的同時，還能表現出了良好的塑性和韌性，解決強度、硬度與塑性、韌性相矛盾、較難共存的問題，從而具備明顯優異的綜合力學性能。

10、作為對上述技術方案的限定，ms點以下等溫淬火熱處理的溫度在ms-90℃～ms℃，ms點以上等溫淬火熱處理的溫度在ms℃～ms+100℃。

11、作為對上述技術方案的限定，兩步等溫淬火熱處理過程的溫度波動均控制在±3℃以內。

12、作為對上述技術方案的限定，兩步分階段等溫淬火熱處理的時間如下：

13、第一步進行ms點以下等溫淬火0.5min～65min，第二步進行ms點以上等溫淬火30min～120min；

14、或第一步進行ms以上等溫淬火0.5min～35min，第二步進行ms點以下等溫淬火30min～130min。

15、根據測算得到的ttt曲線、ms點、bs點以及ac3曲線等確定本發明鋼的ms點以下/以上分階段等溫淬火熱處理的詳細工藝參數，以獲得綜合性能優異的復相貝氏體鋼。

16、本發明還提供了如上所述含多尺度、多形態殘余奧氏體結構的復相貝氏體鋼的制備方法，包括以下制備步驟：

17、a、按照化學成分的組成熔煉、鑄造成鋼錠，再鍛造加工得到鋼坯；

18、b、制備復相貝氏體鋼：

19、b-1、利用jmatpro軟件計算鋼坯在貝氏體轉變區的等溫轉變曲線(ttt曲線)，確定ms點，利用淬火膨脹儀對ms點進行確認后，確定適用于鋼坯的兩步分階段等溫淬火熱處理的工藝參數；

20、b-2、鋼坯的均勻化處理；

21、b-3、經過均勻化處理后的鋼坯進行奧氏體化；

22、b-4、兩步分階段等溫淬火處理：將奧氏體化之后的試樣立刻淬入到ms-50℃～ms-10℃的熔融態鹽浴中保溫3min～30min，然后再次將試樣立刻淬入到ms+10℃～ms+60℃的熔融態鹽浴中保溫30min～100min，待保溫時間結束之后立刻取出試樣，在空氣中冷卻至周圍環境溫度；

23、或將奧氏體化之后的試樣立刻淬入到ms+20℃～ms+60℃的熔融態鹽浴中保溫5min～35min，然后立刻將試樣淬入到ms-50℃～ms-10℃的熔融態鹽浴中保溫30min～125min，待保溫時間結束之后立刻取出試樣，在空氣中冷卻至周圍環境溫度。

24、兩步分階段等溫淬火處理工藝，既可以先ms點以下等溫淬火再ms點以上等溫淬火，也可以先ms點以上等溫淬火再ms點以下等溫淬火。

25、如果首先采用ms點以下等溫淬火處理，可以獲得細小的片層狀馬氏體結構，而這些馬氏體結構一方面消耗了一定量的過冷奧氏體組織，另一方面為后續的ms點以下等溫淬火、以及下一階段ms點以上等溫淬火過程中貝氏體的進一步轉變提供了大量的形核點，不僅縮短了貝氏體轉變完成時間，而且細化了貝氏體板條；同時，先后形成的細小結構馬氏體和貝氏體組織將殘余奧氏體分割成了不同尺度和不同形貌的結構單元，使殘余奧氏體形成大塊狀、中等塊狀、小塊狀及薄膜狀結構，從而使殘余奧氏體呈現出較寬的尺度分布范圍。

26、如果首先采用ms點以上較高溫度等溫淬火，可以獲得一些尺度較大且含量較高的殘余奧氏體組織，這些殘余奧氏體因吸納從貝氏體內部排出的碳元素而變得富碳，使其更容易保留到室溫；另外，由于ms點以上等溫淬火時間短于本發明鋼的貝氏體理論轉變完成時間而導致貝氏體轉變并不完全，使得部分未轉變的過冷奧氏體在ms點以下等溫淬火過程中將繼續發生貝氏體轉變、并伴隨著馬氏體的形成，這些貝氏體和馬氏體不僅尺寸細小，而且通過消耗殘余奧氏體也可以將其分割成大塊狀、中等塊狀、小塊狀及薄膜狀結構，同樣加寬了殘余奧氏體的尺度分布范圍。

27、作為對上述技術方案的限定，步驟a，利用真空高頻感應爐熔煉，將熔融的鋼水澆注到鑄模中，緩慢冷卻至周圍環境溫度得到鑄造狀態的鋼錠；去除鋼錠外表面氧化層、切掉底端含有夾雜物的部分、并去除冒口，然后加熱至1200℃左右、保溫8～10h出爐進行鍛造處理，保持終鍛溫度＞860℃，鍛造成鋼胚，空冷至室溫。

28、作為對上述技術方案的限定，步驟b-2鋼坯的均勻化處理為：

29、利用真空電阻爐將鍛造的鋼坯加熱到1130～1180℃、保溫10～12h后緩慢冷卻進行擴散退火處理，消除成分和組織不均勻性。

30、退火溫度和保溫時間可以避免原始奧氏體晶粒的粗大和過燒，并消除鑄造鋼錠的組織不均勻和成分偏析，確保鋼錠組織和成分的均勻性，為后續等溫淬火處理獲得均勻分布的貝氏體和殘余奧氏體組織提供了條件。

31、作為對上述技術方案的限定，步驟b-3通過到溫入爐的方式將經過均勻化處理后的鋼坯加熱至920～980℃、保溫20～35min，進行奧氏體化處理。

32、作為對上述技術方案的限定，步驟b-4所用鹽浴為亞硝酸鈉和硝酸鉀的混合鹽浴，其中亞硝酸鈉和硝酸鉀的質量比通常為1:1。

33、進一步完善本發明復相貝氏體鋼制備過程中鋼坯的熔煉、鍛造以及均勻化處理、奧氏體化處理等操作，其中均勻化退火處理溫度、奧氏體化處理溫度以及ms點以下/以上等溫淬火處理的溫度均由本發明鋼的化學成分所確定，以制備出性能優異的貝氏體鋼。

34、綜上所述，本發明的貝氏體鋼為低碳含鋁硅鋼，通過化學成分與分階段等溫淬火處理工藝的結合優化，實現了貝氏體板條細化并達到提高貝氏體鋼強度的目的。這些貝氏體板條把塊狀的奧氏體分割成了不同的結構單元，使其呈現出多尺度和多形態的分布特征，與傳統中碳、低碳貝氏體鋼相比，其微觀組織中的殘余奧氏體不僅呈多尺度、多形態和較寬尺度分布范圍，具體表現為大部分殘余奧氏體結構集中在0.4～4μm之間，其次在4～6μm之間，一小部分尺度＞6μm；而且貝氏體板條平均厚度為130nm左右，得到明顯細化。這種微觀組織使本發明鋼在保持較高強度和硬度的同時，表現出了良好的塑性和韌性，具體力學性能參數達到：抗拉強度1429mpa，屈服強度1112mpa，延伸率19％，沖擊吸收功112j，硬度431hv，表現出了明顯優異的綜合力學性能。另外，本發明復相貝氏體鋼的制備，工藝簡單、流程短、易于操作、實用性強、可規模化工業生產，利于推廣應用。