CN105274436B - 强塑积达50GPa%以上的高碳微合金钢和热处理工艺 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种强塑积达50GPa％以上的高碳微合金钢和热处理工艺，所述钢的成分如下(质量分数，％)：C：0.60～0.75，Mn:1.0～2.0，Si：1.0～2.0，Cr：0.30～1.00，Ni：0.20～1.00，Nb：0.02～0.06，剩余是铁。所述热处理工艺，首先进行正火处理，随后进行淬火‑分配‑回火(Q‑P‑T)工艺。本发明通过控制高碳钢成分以及改变热处理工艺提高高碳钢的性能、强塑积达到50GPa％以上。

Description

强塑积达50GPa%以上的高碳微合金钢和热处理工艺

技术领域

本发明涉及一种钢的成分和热处理工艺，具体地，涉及一种强塑积达50GPa％以上的高碳微合金钢和热处理工艺。

背景技术

强度(单位；MPa)和延伸率(单位：％)是结构材料要求的基本性能。强度和塑性(可用延伸率表示)通常是互相排斥的，即材料强度提高，塑性就降低，反之，强度降低，塑性就提高。为了判断一个结构材料性能的好坏，通常简单地采用材料的抗拉强度(在拉伸曲线上对应于最高均匀延伸率的强度)与断裂时的总延伸率的乘积，称为强塑积(product ofstrength and elongation，PSE)，其作为综合性能的判据。高的强塑积表示材料具有好的综合性能，其途径是通过最佳材料成分设计和最佳的热处理工艺设计获得。高的强塑积是先进高强度钢(advanced high strength steel，AHSS)的重要指标。

近十年来，先进高强度钢愈来愈多被用于汽车工业，其可有效降低结构件的用量，如减轻汽车结构件的重量，达到节能减排的效果。先进高强度钢目前根据强塑积可分为三代：强塑积小于30GPa％的称为第一代先进高强度钢(1GPa＝1000MPa)，其是Fe-Mn-Si基微(低)合金低碳或中碳钢，例如双相钢(dual phase)，相变诱发塑性(transformationinduced plasticity，TRIP)钢，淬火-分配(quenching and partitioning，Q&P)钢和淬火-分配-回火(quenching-partitioning-tempering，Q-P-T)钢。强塑积大于50GPa％称为第二代先进高强度钢，例如高锰(Mn)孪生诱发塑性(twinning induced plasticity，TWIP)。第三代(又称新一代，new generation)先进高强度钢的强塑积是在30GPa％和50GPa％之间，例如，中碳Q-P-T钢，中锰钢。

经对现有技术文献检索发现：

Sugimoto，K.-i.，Tsunezawa，M.，Hojo，T.&Ikeda，S.Ductility of 0.1～0.6 C-1.5 Si-1.5 Mn ultra high-strength TRIP-aided sheet steels with bainiticferrite matrix.ISIJ international 44，1608-1614(2004).文章对0.1～0.6C–1.5Si–1.5Mn TRIP钢进行不同工艺的热处理，得到组织为贝氏体铁素体基体的TRIP钢。试验结果表明，不同含碳量的钢在进行相同的热处理工艺后取得最高强度以及塑性的仍为0.6C钢，其最佳性能为强度1300MPa和延伸率23％，得到最高强塑积为30GPa％。

Tomita，Y.&Morioka，K.Effect of microstructure on transformation-induced plasticity of silicon-containing low-alloy steel.MaterialsCharacterization 38，243-250(1997).对0.6C-1.5Si-0.8Mn钢进行不同热处理工艺处理，取得最佳性能为强度1000MPa和延伸率30％，强塑积为～30GPa％。

江利等人研究了0.63C-1.75Si-1.68Mn-0.028P-0.013S TRIP钢室温不同应变速率下的拉伸性能。经900℃加热，保温20min，340℃等温2h处理，测试不同应变速率下的拉伸性能得到如下结论：高碳硅锰TRIP钢的延伸率由14％～15％提高到22％左右；屈服强度由1015MPa提高到1198MPa；极限强度由1448MPa提高到1546MPa；强度与塑性配合的综合性能达到22～34GPa％。

刘忠侠等发表的文章“控冷处理对中高碳Si-Mn无碳化物贝氏体钢的组织与性能的影响”，《金属热处理》52-57(2005)，该文研究了控制冷却热处理工艺对高碳Si-Mn无碳化物贝氏体钢的组织和力学性能的影响。结果表明，0.63C-1.92Si-0.76Mn微合金钢经控冷工艺处理后在很宽的工艺参数范围内能够获得无碳化物贝氏体组织；随着试样在油中冷却时间的延长，块状残留奥氏体量不断减少，残留奥氏体薄膜含量不断增加；材料的强度、塑性和韧性随着油冷时间的延长而不断增加。材料经油中冷却7s～8s后在空气炉中360℃保温3600s～5400s处理具有最好的强度、塑性，即强度达到1200MPa，延伸率23％，强塑积达到27.6GPa％。

以上的研究无一例外地都通过控制高碳钢成分以及改变热处理工艺以达到提高高碳钢的性能，但是得到的结果与本发明中得到的50GPa％相比， 差距非常明显。这表明在碳硅锰含量相似情况下，高碳钢通过改变合金元素配比以及热处理工艺，高碳钢的性能仍具有非常大的提高空间。

发明内容

针对现有技术中通过控制高碳钢成分以及改变热处理工艺以达到提高高碳钢的性能、但强塑积最高仅达到34GPa％的状况，本发明提出了一种可以达到50GPa％以上的高碳微合金钢的成分和热处理工艺的技术。

根据本发明的第一方面，提供一种强塑积达50GPa％以上的高碳微合金钢，其成分具体如下(质量分数，％)：

C：0.60～0.75，Mn：1.0～2.0，Si：1.0～2.0，Cr：0.30～1.00，Ni：0.20～1.00，Nb：0.02～0.06，剩余是铁；

高碳微合金钢，其成分优选范围如下(质量分数，％)：

C：0.64～0.69，Mn：1.3～1.8，Si：1.3～1.8，Cr：0.40～1.00，Ni：0.20～1.00，Nb：0.03～0.06，剩余是铁。

本发明上述成分设计原理：高的碳含量可将降低马氏体相变开始温度(Ms)，从而比中碳和低碳马氏体钢获得更多的具有高塑性的残留奥氏体。Si的加入，一是抑制脆性渗碳体的析出，二是促进碳从过饱和马氏体中分配到残留奥氏体中去，从而在淬火-分配-回火(Q-P-T)工艺的最后冷却到室温的过程中有更多的残留奥氏体存在。Mn、Cr的加入主要提高钢的淬透性，兼有固溶强化效应；Ni的加入主要是提高材料的缺口敏感性；Nb的加入，通过形成稳定的Nb碳化物，在热轧和奥氏体化处理中可细化奥氏体晶粒，从而细化它的相变产物-马氏体的组织，由此提高钢的屈服强度和韧性；在回火中析出的稳定的Nb碳化物，取代脆性的渗碳体，可提高钢的抗拉强度。

根据本发明的另一方面，提供一种上述钢的热处理工艺，所述工艺对待处理的50GPa％高碳微合金钢(热轧板或各种形状的工件)，首先进行正火处理，作为随后淬火-分配-回火(Q-P-T)工艺的预处理，具体为：

正火工艺(对于热轧板或各种形状的工件)：在840℃-860℃保温(保温时间以组织完全奥氏体化和晶粒不长大为限)，随后空冷到室温；

Q-P-T工艺：奥氏体化温度：820℃-860℃，然后淬火至马氏体相变开始温 度(M_s)和结束温度(M_f)之间的某个温度(T_q)：110℃-180℃，保温(保温时间是根据淬火件截面尺寸和碳分配的完全程度确定)，最后水冷至室温。

本发明上述热处理工艺设计原理：

正火处理作为Q-P-T工艺的预处理，其目的是为了细化组织和减少热轧中的珠光体含量，为Q-P-T工艺得到细化的马氏体基体和弥散分布的碳化物，更重要的是为得到具有力学稳定性的分散和细小的残留奥氏体提供组织准备。

Q-P-T工艺，奥氏体化温度和保温时间的选择是为了获得在该温度下全奥氏体组织并保持晶粒细小。在Q-P-T工艺中，淬火温度(T_q)的选择是为了获得尽可能多的残留奥氏体，结合在随后碳分配和回火使碳从过饱和马氏体分配到残留奥氏体中去，由此实现在最后冷却到室温的过程中有更多的残留奥氏体存在。而碳配分和回火的温度和时间也使马氏体基体中的位错密度降至合适的程度，以获得所需的强度和塑性的配合。

通过上述处理得到的钢：马氏体基体(体积分数：65～75％)，残留奥氏体(35％～25％)，稳定的Nb碳化物(小于1％)。强度1700～2000MPa，延伸率32～28％，强塑积50～55GPa％。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

本发明的成分设计和热处理工艺方法可以获得强塑积为50GPa％的高强度马氏体钢，达到了第二代先进高强度钢(高碳高Mn TWIP钢)的强塑积(50GPa％)的水平。与第二代先进高强度钢相比，本发明钢属于微量合金化钢，其Mn含量仅为第二代先进高强度钢的十分之一左右，而且抗拉强度远高于高碳高Mn TWIP钢，如Fe-18Mn-0.6-1.5Si TWIP钢仅为1100MPa。本发明的这种高碳和微量合金化，强塑积达到50MPa％的高强度和高塑性的马氏体钢国内外目前尚未见报道。

本发明的成分和热处理工艺适用于各类机械结构件、锻件或轧件。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。

实施例1

(1)本实施例中钢的具体成分如下(质量分数，％)：

C：0.63，Mn：1.5，Si：1.5，Cr：0.6，Nb：0.05，剩余是铁；

(2)本发明的具体热处理工艺如下：

待处理件为20mm厚热轧板。

首先进行正火处理，作为随后淬火-分配-回火(Q-P-T)工艺的预处理。具体为：

正火工艺：850℃，保温3600s，随后空冷到室温；

Q-P-T工艺：奥氏体化温度：830℃，保温360s，然后淬火至：160℃(马氏体相变开始温度(M_s)和结束温度(M_f)之间的温度(T_q))，保温10s，最后水冷至室温。

处理结果：

微观组织：马氏体基体(体积分数：72％)，残留奥氏体(26.8％)，稳定的Nb碳化物(小于1％)。

强度1860MPa，延伸率29％，强塑积53.940GPa％。

实施例2

(1)本实施例中钢的具体成分如下(质量分数，％)：

C：0.75，Mn：1.2，Si：1.3，Ni：1.0，Nb：0.06，剩余是铁；

(2)本发明的具体热处理工艺如下：

待处理件为20mm厚热轧板。

首先进行正火处理，作为随后淬火-分配-回火(Q-P-T)工艺的预处理。具体为：

正火工艺：850℃，保温3600s，随后空冷到室温；

Q-P-T工艺：奥氏体化温度：830℃，保温360s，然后淬火至：140℃(马氏体相变开始温度(M_s)和结束温度(M_f)之间的温度(T_q))，保温20s，最后水冷至室温。

处理结果：

微观组织：马氏体基体(体积分数：72％)，残留奥氏体(27.4％)，稳定的 Nb碳化物(小于1％)。

强度1960MPa，延伸率26.2％，强塑积51.352GPa％。

实施例3

(1)本实施例中钢的具体成分如下(质量分数，％)：

C：0.68，Mn：1.00，Si：1.50，Nb：0.04，剩余是铁；

(2)本发明的具体热处理工艺如下：

待处理件为20mm厚热轧板。

首先进行正火处理，作为随后淬火-分配-回火(Q-P-T)工艺的预处理。具体为：

正火工艺：850℃，保温3600s，随后空冷到室温；

Q-P-T工艺：奥氏体化温度：820℃，保温360s，然后淬火至：115℃(马氏体相变开始温度(M_s)和结束温度(M_f)之间的温度(T_q))，保温20s，最后水冷至室温。

处理结果：

微观组织：马氏体基体(体积分数：68％)，残留奥氏体(31.3％)，稳定的Nb碳化物(小于1％)。

强度2010MPa，延伸率25.5％，强塑积51.255GPa％。

以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。

Claims (4)

1.一种强塑积达50GPa％以上的高碳微合金钢的热处理工艺，其特征在于：所述钢的各成分的质量百分含量如下：

C：0.60～0.75，Mn：1.0～2.0，Si：1.0～2.0，Cr：0.30～1.00，Ni：0.20～1.00，Nb：0.02～0.06，剩余是铁；

首先进行正火处理，作为随后淬火-分配-回火(Q-P-T)工艺的预处理，具体为：

正火工艺：在840℃-860℃保温，保温时间以组织完全奥氏体化和晶粒不长大为限，随后空冷到室温；

Q-P-T工艺：奥氏体化温度：820℃-860℃，然后淬火至马氏体相变开始温度M_s和结束温度M_f之间的某个温度T_q：110℃-180℃，保温，保温时间是根据淬火件截面尺寸和碳分配的完全程度确定，最后水冷至室温。

2.根据权利要求1所述强塑积达50GPa％以上的高碳微合金钢的热处理工艺，其特征在于：所述热处理工艺适用于各类机械结构件、锻件或轧件。

3.根据权利要求2所述强塑积达50GPa％以上的高碳微合金钢的热处理工艺，其特征在于：所述热处理后所得到的钢，其体积分数为：

马氏体基体：65～75％，

残留奥氏体：35％～25％，

稳定的Nb碳化物：小于1％；

强度1700～2000MPa，延伸率32～28％，强塑积50～55GPa％。

4.根据权利要求1-3任一项所述的强塑积达50GPa％以上的高碳微合金钢的热处理工艺，其特征在于：所述钢的各成分的质量百分含量如下：

C：0.64～0.69，Mn：1.3～1.8，Si：1.3～1.8，Cr：0.40～1.00，Ni：0.20～1.00，Nb：0.03～0.06，剩余是铁。