CN105624567B - 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法 - Google Patents

一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105624567B
CN105624567B CN201610021946.5A CN201610021946A CN105624567B CN 105624567 B CN105624567 B CN 105624567B CN 201610021946 A CN201610021946 A CN 201610021946A CN 105624567 B CN105624567 B CN 105624567B
Authority
CN
China
Prior art keywords
nano
cementite
steel plate
rolling
ferrite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201610021946.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105624567A (zh
Inventor
申勇峰
王鹏杰
冯晓伟
杨世全
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Northeastern University China
General Engineering Research Institute China Academy of Engineering Physics
Original Assignee
Northeastern University China
General Engineering Research Institute China Academy of Engineering Physics
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Northeastern University China, General Engineering Research Institute China Academy of Engineering Physics filed Critical Northeastern University China
Priority to CN201610021946.5A priority Critical patent/CN105624567B/zh
Publication of CN105624567A publication Critical patent/CN105624567A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105624567B publication Critical patent/CN105624567B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0231—Warm rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法，钢板的成分按质量百分比：Cr：0.95～1.05％，Mo：0.95～1.00％，Mn：0.68～0.75％，Ni：0.57～0.62％，Al：0.37～0.52％，C：0.39～0.45％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在0.4～3μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是70～150nm；铁素体钢板的厚度为1.4～2.0mm。制备方法：(1)气体保护下熔炼；(2)固溶处理后热轧；(3)热处理后温轧；(4)退火得成品钢板。本发明钢板，提高了钢板的屈服强度和抗拉强度，具有较好的加工性能和塑性变形能力；本发明制备方法简单，可工业化生产。

Description

一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，特别涉及一种纳米球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法。
背景技术
钢是所有金属中用途最广泛的一种材料，在航空、核能、舰船、石化等工业领域广泛应用，钢材的性能与人们的生活安全密切相关。目前，工业用钢的开发主要致力于提高钢的强度并保持其成形性。研发质量轻、耐冲击的运输工具体系的新设计理念要求开发强度高及能量吸收能力优良、比质量轻的材料。提高强度可以减轻重量(满足节能环保需求)，而提高塑性则可满足复杂结构件的形状设计及提高安全性能的需求。但由于我国钢铁企业对一些高附加值钢材产品生产能力不足，长期依赖进口。自上世纪90年代开始，中国造船业大规模进入国际市场并已逐步成为我国支柱产业之一，船舶工业持续呈现强劲的增长势头，占世界造船市场份额不断扩大。为了推动中国造船的持续发展，国家***曾提出在2015年打造第一造船国，船舶产量大于2400万载重吨，占世界市场份额的35％左右。随着我国造船事业的蓬勃发展，船用钢板的需求持续增加，而船舶的大型化和轻型化，一般强度船板己不能满足船体的需求，高强度船体结构钢板的比例正在不断提高。研究结构钢微合金化、超细晶化对钢性能的影响，通过试验分析研究高强度船体结构钢板的力学性能，对于探讨未来高强度船体用钢的发展方向具有促进作用。
基础理论的突破是新一代船体结构钢发展的关键。发达国家正在加紧研发相当于目前常用钢材强度2倍甚至更高的超级钢。它具有超细化、超洁净、超均质的组织和成分特征，以及高强度高韧性的力学性能特征。我国称它为“新一代钢铁材料”，而日本称它为“超级钢”。
“新一代钢铁材料”或“超级钢”的核心理论和技术是实现钢材内部组织的超细化，将目前细晶钢的基体组织细化至微米数量级，使其强度显著提高。它的强化途径完全不同于传统的以合金元素添加为主要手法的强化途径，而是采用了尽量降低合金成分含量，使其碳当量维持在低碳钢的水平上，依靠晶粒超细化来提高强度。超级钢铁材料的研究计划采用了晶粒超微细化、成分合金化或不添加合金元素的途径，可以获得易于焊接的以铁素体为主相组织的钢材。这是在前一时期的理论突破基础上制定并开始实施的计划，对未来高强度结构钢的发展具有指导意义。
我国对超细晶粒钢的研究，除了采用强力变形和动态再结晶轧制因素外，主要发展了形变和相变耦合在超细晶钢中的作用。形成了以变形诱导铁素体相变(DIFT)为核心的细晶粒或超细晶粒形成理论和控制技术，实现细晶粒或超细晶粒钢的工业化生产。变形诱导铁素体相变是指在钢的Ac1温度附近施加变形，变形中奥氏体能量升高，稳定性降低，从而导致奥氏体一铁素体相变。由于相变是在变形过程中，而不是在变形之后的冷却过程中发生的，因而又被称为动态相变(Dynamic Transformation)。这种相变之所以引起人们的关注，一方面是因为它能够获得超细晶，另一方面是因为它具有较好的工业化前景。
高强度高韧性是钢铁材料的主要追求目标。目前所遇到的主要问题是如何在提高其强度的同时能保持良好的韧性。提高钢铁材料强度的途径主要包括利用点缺陷(固溶强化)、线缺陷(位错)、面缺陷(细晶)及体缺陷(第二相)的强化作用等四种。其中，通过细化晶粒使晶粒(或亚结构)减小至超细晶/纳米尺度是同时获得超高强度及高韧性钢的有效方法。但是，晶粒细化到1mm之后，由于屈服强度的提高明显大于抗拉强度的提高，屈服比将迅速增大到0.9以上，对安全性和冷加工性能明显不利。因此，在晶粒细化的同时，对于第二相的微细化及其形状和分布状态的有效控制是未来钢铁材料科学与技术的最重要发展方向。在提高钢铁材料强度的各种措施中，细化晶粒是钢铁材料发展的重要方向。
目前，美国、日本、瑞典的纳米结构钢产业化发展较快。正在探索的将晶粒细化至纳米量级的结构钢及合金的制造工艺主要包括：激光熔化和搅拌摩擦处理；相转变诱导纳米/超细晶粒钢；马氏体时效处理和相变诱导塑性(TRIP)效应相结合。
高强度船体结构钢的化学成分设计是采用在C-Mn钢基础上加入适量Cu，Ni，Cr等元素以改善钢的耐大气腐蚀性。其特点为：(1)C，Mn，元素以固溶强化的作用保证钢的基本强度要求；(2)严格控制S，P的含量，确保钢板具有良好的冲击韧性；(3)合金元素Cu，Ni，Cr等可以提高钢的强度，还可以改善钢的抗大气腐蚀性能，Ni还能降低钢的低温脆性转折温度。
考虑到大生产的要求以及高强度船板强度与塑性的配比，韧性的储备及可焊性、耐腐性、交货状态等要求，并据此进行成分设计。实际操作中C含量按中下限控制，主要是从“降C提Mn”的角度出发，这样既可以满足强度的要求，又可以改善钢材的韧性和焊接性能。实际冶炼过程中采用Al微合金化，达到细化晶粒提高冲击韧性的目的并避免了因强度过高而造成的延伸率降低。
目前，普通的铁素体钢屈服强度约为100MPa，抗拉强度270MPa；在微合金化后屈服强度和抗拉强度可以分别提高另为150MPa、320MPa(景财年，王作成，韩福涛，张文平，衣彦宏，铁素体区热轧Ti-IF钢的组织和性能，特殊钢，卷2，23-25(2006)；李贺杰，赵劲松，韩静涛，刘均贤，IF钢(无间隙原子钢)的发展、应用及展望，唐山学院学报，卷21，3-6(2007))。然而，实践表明，汽车用钢最理想的屈服强度值应该在400～700MPa之间(O.Bouaziz，S.Allain，C.P.Scott，High manganese austenitic twinning induced plasticitysteels：A review of the microstructure propertiesrelationships.Curr.Opin.Solid State Mater.Sci.Vol.15，141-152(2011))。因此，如何通过适当的成分及加工工艺设计，通过晶界或亚结构对位错的阻碍钉扎作用，提高铁素体钢的屈服强度，同时使其具有一定的塑性变形能力，降低初次使用时的变形量而进一步提高铁素体钢耐冲击性、能量吸收能力而使其成为新一代运输工具材料，成为材料研究工作者的新课题及研究热点之一。
在工程应用上，为了强化材料采用细化晶粒法，即利用大量晶界限制或钉轧位错运动来提高材料的强度，可由著名的Hall-Petch关系(σ＝σ0+kd-1/2)来描述。人们已经从各种金属及合金中观察到高强度，大多数金属材料的屈服强度和硬度值随晶粒尺寸的减小表现出增加的趋势，很好地遵从Hall-Petch关系。然而，大量科研实践已经证明，当晶粒尺寸减小到纳米尺度时，钢材的屈服强度和硬度值出现了非线性特征，因此需要寻找新的材料强化方法。
普通粗晶体钢(晶粒尺寸约为100μm)在室温下拉伸的屈服强度(σy)仅为90MPa，超细晶微合金钢(Fe-0.8C，晶粒尺寸约为6μm)在室温下拉伸，其屈服强度σy 310MPa(Bramfitt B.L.，MarderA.R.，Metallurgical and Petroleum Engineers，191-198(1973))。普通铁素体钢在微合金化后屈服强度和抗拉强度可以分别提高另为150MPa和320MPa(景财年，王作成，韩福涛，张文平，衣彦宏，铁素体区热轧Ti-IF钢的组织和性能，特殊钢，卷2，23-25(2006))，但是，其较低的强度无法满足运输制造工业对抗冲击性能及低的比质量的要求。
土耳其、美国及德国科学家合作(O.Saray，G.Purcek，I.Karaman，T.Neindorf，H.J.Maier，Equal-channel angular sheet extrusion of interstitial-free(IF)steel：Microstructural evolution and mechanical properties，Mater.Sci.Eng.A，Vol.528，6573-6583(2011))，采用真空熔炼-热轧-等通道挤压技术制备的含Ti铁素体钢，屈服强度为459MPa，抗拉强度463MPa，但是加工成本较高，由于所采用的技术制备得到的样品尺寸只能满足实验室研究使用，无法进行工业推广。
发明内容
针对现有铁素体钢在综合性能上存在的上述缺陷，本发明提供一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法，通过温轧及退火过程中形成的纳米级球形渗碳体及亚微米级铁素体晶粒等结构来细化晶粒，使材料产生与Hall-Petch效应相似的强化作用，制成具有纳米级球形渗碳体强化的高强度铁素体钢。
本发明的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，化学成分按质量百分比为：Cr：0.95～1.05％，Mo：0.95～1.00％，Mn：0.68～0.75％，Ni：0.57～0.62％，Al：0.37～0.52％，C：0.39～0.45％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在0.4～3μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是70～150nm；铁素体钢板的厚度为1.4～2.0mm。
本发明的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，抗拉强度为1040～1270MPa，屈服强度为1000～1240MPa；拉伸延展率为16～21％。
本发明的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板的制备方法，包括如下步骤：
步骤1，熔炼：
按照纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的化学成分配料，在保护气体条件下熔炼，浇注成铸锭；
步骤2，热轧：
(1)将铸锭加热至1100～1150℃，保温1～1.5h进行固溶处理；
(2)将铸锭进行热轧：开轧温度为1000～1090℃，热轧总压下率为63～72％，终轧温度为960～980℃，得到厚度为6.5±0.5mm的热轧板；
步骤3，温轧：
(1)将热轧板空冷至750～780℃，保温5～10min；
(2)将热轧板温轧：轧制速度0.2～0.3m/s，温轧总压下率为72～78％，得到厚度为1.4～2.0mm的温轧板；
步骤4，退火：
(1)将温轧板进行退火：退火温度为550～650℃，保温5～15min；
(2)空气中冷却至室温，得到厚度为1.4～2.0mm的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板。
其中：
上述的步骤1中，熔炼温度为1500～1550℃；保护气体为氩气。
本发明的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法，与现有技术相比，有益效果为：
本发明是通过控制成分、热轧温度、温轧温度、温轧量、退火温度和退火时间等因素，在适当的加工条件下通过塑性变形及控制析出，形成大量纳米级球形渗碳体，这些亚结构大部分分布于铁素体晶界区域，对晶界具有较强的钉扎作用，通过抑制铁素体晶粒长大而使其得到细化，同时在塑性变形过程中这些纳米级球形渗碳体对于运动位错具有较强的钉扎作用，使金属得到了强化；
这是利用微合金钢在在加热及压缩变形过程中因为温度变化而产生析出，形成碳化物微粒，这些碳化物具有较小的尺寸，较高的强度，而且分布在铁素体晶界区域，抑制了在两相区轧制过程中铁素体晶界的迁移及长大，细化了晶粒，同时这些纳米级球形渗碳体也是位错运动的强障碍物，使材料中的界面显著增加，使材料在塑性变形的同时因为大量纳米级球形渗碳体及细化的亚微米铁素体晶界对位错的阻碍作用而使其强度增加，与通过晶粒细化导致材料强化具有相同的效果，而且综合利用了铁素体的良好塑性，从而使材料同时具有高强度及较好的塑性变形能力。
本发明的得到的纳米级球形渗碳体强化的高强度铁素体钢板产品的晶粒内部存在的亚结构主要为纳米级球形渗碳体。这种纳米级碳化物具有较高的强度，同时抑制了铁素体晶界的迁移及长大，细化了晶粒。具有很高的室温拉伸强度，远高于用传统方法制备的相当晶粒尺寸的铁素体钢样品的屈服强度及抗拉强度；产品应用性极强，与相同成分的商业产品相比，具有较好的加工性能及良好的塑性变形能力此类结构对位错运动有一定的阻碍作用，该材料所具有的很高的强度及较好的塑性变形能力的特点，对迅速发展的船舶工业，军用运输工具及穿甲板用材料，机械制造业等技术领域的发展具有重要价值。
本发明的制备方法简单，有利于工业化生产，只需改进工艺条件，控制适当的热处理及轧制参数即可获得。
附图说明
图1本发明实施例1制备的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的微观组织形貌图；
图2本发明实施例2制备的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的微观组织形貌图；
图3本发明实施例3制备的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的微观组织形貌图；
图4本发明实施例制备的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板在室温条件下，单向拉伸的工程应力-工程应变曲线图；其中：1为实施例1的产品数据，2为实施例2的产品数据，3为实施例3的产品数据。
具体实施方式
本发明实施例中采用的热轧设备为Φ450双辊单向异步轧机。
本发明实施例中采用的温轧设备为Φ160×180双辊轧机。
本发明实施例中冷轧后采用的保温设备为SX2-12-10型箱式电阻炉。
本发明实施例中采用的熔炼设备为真空感应炉。
本发明实施例中采用的金属Fe、金属Cr、Ni、Mn、Mo的重量纯度均≥99.9％。
本发明实施例中将冶炼的物料置于真空度≤100Pa，再通入氩气至常压进行保护。
实施例1
纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，化学成分按质量百分比为：Cr：1.05％，Mo：1.00％，Mn：0.72％，Ni：0.60％，Al：0.45％，C：0.42％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在0.4～0.5μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是70～80nm；铁素体钢板的厚度为1.7mm。
纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板的制备方法，包括如下步骤：
步骤1，熔炼：
按照纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的化学成分配料，在氩气保护条件下熔炼，熔炼温度为1500℃，浇注成铸锭；
铸锭中各杂质成分按质量百分比为：Cu：0.02％，Si：0.12％，P：0.016％，B：0.005％，W：0.028％，N：0.002％，S：0.008％；
步骤2，热轧：
(1)将铸锭加热至1100℃，保温1h进行固溶处理；
(2)将铸锭进行热轧：开轧温度为1000℃，热轧总压下率为72％，终轧温度为960℃，得到厚度为6mm的热轧板；
步骤3，温轧：
(1)将热轧板空冷至750℃，保温5min；
(2)将热轧板温轧：轧制速度0.2m/s，温轧总压下率为75％，得到厚度为1.7mm的温轧板；
步骤4，退火：
(1)将温轧板进行退火：退火温度为550℃，保温5min；
(2)空气中冷却至室温，得到厚度为1.7mm的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板。
本实施例制备的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，其抗拉强度1270MPa，屈服强度1240MPa，拉伸延展性16％；其微观结构为超细铁素体晶粒，晶粒的直径在0.4～0.5μm，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，球形渗碳体的尺寸70～80nm，微观组织形貌如图1所示，单向拉伸的真应力-真应变曲线如图4所示(样品A)，从曲线中可以看出其应力变化完全满足工业船舶用钢要求。
普通粗晶体微合金钢(晶粒尺寸约为100μm)在室温下拉伸，其屈服强度在90MPa；超细晶微合金钢(晶粒尺寸约为6μm)在室温下拉伸，其屈服强度310MPa，抗拉强度为630MPa；具有纳米级球形渗碳体强化的高强度铁素体钢板材料的晶粒尺寸约为超细晶微合金钢晶粒尺寸的1/10，屈服强度及抗拉强度值分别提高了4倍及2倍；具有纳米级球形渗碳体强化的高强度铁素体钢板材料与普通粗晶钢相比，屈服强度和抗拉强度都提高了近12倍。
实施例2
纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，化学成分按质量百分比为：Cr：1.00％，Mo：0.97％，Mn：0.75％，Ni：0.57％，Al：0.52％，C：0.45％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在0.5～0.6μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是90～100nm；铁素体钢板的厚度为2mm。
纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板的制备方法，包括如下步骤：
步骤1，熔炼：
按照纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的化学成分配料，在氩气保护条件下熔炼，熔炼温度为1525℃，浇注成铸锭；
铸锭中各杂质成分按质量百分比为：Cu：0.03％，Si：0.11％，P：0.017％，B：0.008％，W：0.026％，N：0.002％，S：0.007％；
步骤2，热轧：
(1)将铸锭加热至1130℃，保温1.5h进行固溶处理；
(2)将铸锭进行热轧：开轧温度为1050℃，热轧总压下率为63％，终轧温度为980℃，得到厚度为7mm的热轧板；
步骤3，温轧：
(1)将热轧板空冷至770℃，保温5min；
(2)将热轧板温轧：轧制速度0.2m/s，温轧总压下率为72％，得到厚度为2mm的温轧板；
步骤4，退火：
(1)将温轧板进行退火：退火温度为600℃，保温10min；
(2)空气中冷却至室温，得到厚度为2mm的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板。
本实施例制备的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，其抗拉强度1080MPa，屈服强度1100MPa，拉伸延展性19％；其微观结构为超细铁素体晶粒，晶粒的直径在0.5～0.6μm，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，球形渗碳体组织的尺寸90～100nm，微观组织形貌如图2所示，单向拉伸的真应力-真应变曲线如图4所示(样品B)，从曲线中可以看出其应力变化完全满足工业船舶用钢要求。
采用真空熔炼-热轧-等通道挤压技术制备的含钛铁素体钢，屈服强度为459MPa，抗拉强度463MPa，但是加工成本较高，而且，所采用的技术制备得到的样品尺寸只能满足实验室研究使用，无法进行工业推广，其综合性能与具有纳米级球形渗碳体强化的高强度铁素体钢板材料相比有显著差距。
实施例3
纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，化学成分按质量百分比为：Cr：1.00％，Mo：0.97％，Mn：0.75％，Ni：0.57％，Al：0.37％，C：0.39％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在2～3μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是130～150nm；铁素体钢板的厚度为1.4mm。
纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板的制备方法，包括如下步骤：
步骤1，熔炼：
按照纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的化学成分配料，在氩气保护条件下熔炼，熔炼温度为1550℃，浇注成铸锭；
铸锭中各杂质成分按质量百分比为：Cu：0.01％，Si：0.13％，P：0.013％，B：0.006％，W：0.023％，N：0.003％，S：0.008％；
步骤2，热轧：
(1)将铸锭加热至1150℃，保温1h进行固溶处理；
(2)将铸锭进行热轧：开轧温度为1090℃，热轧总压下率为68％，终轧温度为970℃，得到厚度为6.5mm的热轧板；
步骤3，温轧：
(1)将热轧板空冷至780℃，保温5min；
(2)将热轧板温轧：轧制速度0.2m/s，温轧总压下率为78％，得到厚度为1.4mm的温轧板；
步骤4，退火：
(1)将温轧板进行退火：退火温度为650℃，保温15min；
(2)空气中冷却至室温，得到厚度为1.4mm的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板。
本实施例制备的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，其抗拉强度1040MPa，屈服强度1000MPa，拉伸延展性21％；其微观结构为超细铁素体晶粒，晶粒的直径在2～3μm，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，球形渗碳体组织的尺寸130～150nm，微观组织形貌如图3所示，单向拉伸的真应力-真应变曲线如图4所示(样品C)，从曲线中可以看出其应力变化完全满足工业船舶用钢要求。
普通铁素体钢在微合金化后屈服强度和抗拉强度分别提高另为150MPa和320MPa，显然，在对强度、耐磨性能要求较高的领域，具有纳米级球形渗碳体强化的高强度铁素体钢材料仍然具有独特的优势。

Claims (4)

1.一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分按质量百分比为：Cr：0.95～1.05％，Mo：0.95～1.00％，Mn：0.68～0.75％，Ni：0.57～0.62％，Al：0.37～0.52％，C：0.39～0.45％，余量为Fe和不可避免杂质；铁素体钢板的微观结构为等轴铁素体晶粒，纳米级球形渗碳体弥散分布于铁素体晶界区域，晶粒的直径在0.4～3μm，纳米级球形渗碳体的尺寸是70～150nm；铁素体钢板的厚度为1.4～2.0mm，其抗拉强度为1040～1270MPa，屈服强度为1000～1240MPa；拉伸延展率为16～21％。
2.权利要求1所述的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤1，熔炼：按照纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢薄板的化学成分配料，在保护气体条件下熔炼，浇注成铸锭；
步骤2，热轧：
(1)将铸锭加热至1100～1150℃，保温1～1.5h进行固溶处理；
(2)将铸锭进行热轧:开轧温度为1000～1090℃，热轧总压下率为63～72％，终轧温度为960～980℃，得到厚度为6.5±0.5mm的热轧板；
步骤3，温轧：
(1)将热轧板空冷至750～780℃，保温5～10min；
(2)将热轧板温轧:轧制速度0.2～0.3m/s，温轧总压下率为72～78％，得到厚度为1.4～2.0mm的温轧板；
步骤4，退火：
(1)将温轧板进行退火:退火温度为550～650℃，保温5～15min；
(2)空气中冷却至室温，得到厚度为1.4～2.0mm的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板。
3.根据权利要求2所述的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板的制备方法，其特征在于，所述的步骤1中，熔炼温度为1500～1550℃。
4.根据权利要求2所述的纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板的制备方法，其特征在于，所述的保护气体为氩气。
CN201610021946.5A 2016-01-13 2016-01-13 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法 Expired - Fee Related CN105624567B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610021946.5A CN105624567B (zh) 2016-01-13 2016-01-13 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610021946.5A CN105624567B (zh) 2016-01-13 2016-01-13 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105624567A CN105624567A (zh) 2016-06-01
CN105624567B true CN105624567B (zh) 2017-06-13

Family

ID=56039907

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201610021946.5A Expired - Fee Related CN105624567B (zh) 2016-01-13 2016-01-13 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN105624567B (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108359897B (zh) * 2018-03-19 2020-01-31 武汉钢铁有限公司 一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢及生产方法
CN108411086B (zh) * 2018-04-04 2019-10-29 华北理工大学 一种低成本高性能中碳钢的生产工艺
CN111876674A (zh) * 2020-07-07 2020-11-03 东北大学 一种高强度中碳低合金钢板的制备方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1980635B1 (en) * 2006-01-31 2012-01-11 JFE Steel Corporation Steel sheet with excellent suitability for fine blanking and process for producing the same
JP2010229475A (ja) * 2009-03-26 2010-10-14 Jfe Steel Corp 高強度高靱性熱間鍛造品の製造方法
JP5594226B2 (ja) * 2011-05-18 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高炭素薄鋼板およびその製造方法
JP5776623B2 (ja) * 2012-05-08 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼とその製造方法
CN103343207B (zh) * 2013-07-11 2015-01-07 东北大学 一种利用纳米渗碳体析出提高中低碳钢强度的方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN105624567A (zh) 2016-06-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Liu et al. Role of hot rolling procedure and solution treatment process on microstructure, strength and cryogenic toughness of high manganese austenitic steel
CN104195458B (zh) 一种低相对磁导率的不锈钢热轧板及其制备方法
Tsai et al. Effect of Cr and Al additions on the development of interphase-precipitated carbides strengthened dual-phase Ti-bearing steels
Morales et al. Strengthening mechanisms in a pipeline microalloyed steel with a complex microstructure
Taleff et al. Processing, structure, and properties of a rolled, ultrahigh-carbon steel plate exhibiting a damask pattern
Qu et al. The effect of precipitation on microstructure, mechanic properties and corrosion resistance of two UNS S44660 ferritic stainless steels
Hu et al. Nanoscale precipitation and ultrafine retained austenite induced high strength-ductility combination in a newly designed low carbon Cu-bearing medium-Mn steel
Yan et al. Novel 1.4 GPa-strength medium-Mn steel with uncompromised high ductility
Zhang et al. Improving strength–ductility synergy in medium Mn steel by combining heterogeneous structure and TRIP effect
Shen et al. Grain refinement in surface layers through deformation-induced ferrite transformation in microalloyed steel plate
CN108823481A (zh) 一种高熵合金及其制备方法
JP2002285278A (ja) 普通低炭素鋼を低ひずみ加工・焼鈍して得られる超微細結晶粒組織を有する高強度・高延性鋼板およびその製造方法
CN105624567B (zh) 一种纳米级球形渗碳体强化的铁素体钢板及其制备方法
Saastamoinen et al. The effect of thermomechanical treatment and tempering on the subsurface microstructure and bendability of direct-quenched low-carbon strip steel
Song et al. Excellent combination of cryogenic-temperature strength and ductility of high-entropy-alloy-cored multi-layered sheet
Huo et al. A review of research and development on titanium microalloyed high strength steels
Zhang et al. Investigation on the microstructural evolution and mechanical properties of partially recrystallized Fe-27Mn-10Al-1.4 C steel
Fu et al. Improved mechanical properties of aluminum modified ultra-pure 429 ferritic stainless steels after welding
Wang et al. Effect of Ti addition on the mechanical properties and microstructure of novel Al-rich low-density multi-principal-element alloys
Wang et al. Enhancing low thermal expansion behavior and strength via induced Zr-rich intermetallic phase in Fe-36Ni Invar alloy
Zeng et al. Effect of final cooling temperature on the microstructure and mechanical properties of high-strength anti-seismic rebar
CN106086650B (zh) 一种可大线能量焊接的极地船用钢板及其制备方法
CN106350739B (zh) 高应变速率中低碳中低合金超塑性钢及制备方法
Zhou et al. Ductile ultrastrong China low activation martensitic steel with lamellar grain structure
Park et al. Effect of carbon content on formation of bimodal microstructure and mechanical properties of low-carbon steels subjected to heavy-reduction single-pass hot/warm deformation

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20170613

Termination date: 20190113

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee