CN108018503A - 一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢及其制备方法 - Google Patents

一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢及其制备方法，利用初始马氏体组织在两相区加热过程中的组织遗传现象，经两相区加热后得到具有板条特征的铁素体和奥氏体组织，使组织得到细化，同时向材料中引入了更多的相界面，从而加速了轧制过程中晶粒细分过程，促进晶粒细化，制备过程中首先将材料在高温进行加热使奥氏体晶粒粗化后空冷或水淬至室温得到马氏体组织，再将材料重新加热至A1‑A3之间某一温度进行两相区加热处理，保温，然后进行多道次轧制，累计轧下量在40‑70％之间，轧后材料进行空冷或水淬处理，本发明工艺简单、可控性强，可显著降低超细晶双相钢制备过程的轧制变形量，同时可制备出大截面尺寸超细晶双相钢。

Description

一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢及其制备方法
技术领域
本发明属于制备超细晶铁素体/马氏体双相钢技术领域，特别涉及一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢及其制备方法。
背景技术
双相钢具有优异的力学和加工性能已在汽车工业广泛应用，对减重节能起到了重要作用。双相钢的性能主要取决于铁素体和马氏体两相比例，仅依靠成分设计和工艺改进对其性能提升有限，晶粒细化被认为是解决这一问题的有效手段，例如，Dierk Raabe等人(“Deformation and fracture mechanisms in fine-and ultrafine-grained ferrite/martensite dual-phase steels and the effect of aging,Acta Materialia,2011.59(2):p.658-670”)将晶粒由12.4μm细化至1.2μm，材料屈服强度由445MPa提高至525MPa，抗拉强度由870MPa提高至1037MPa。目前，文献报道的超细晶双相钢的制备方法分为一步法和两步法。Mukherjee基于形变诱导铁素体相变原理提出一步法制备超细晶双相钢，并采用该工艺将晶粒细化至1μm左右(“Grain Refinement in Dual-Phase Steels,Metallurgical&Materials Transactions A,2009.40(9):p.2145-2159”and“Critical Comparison ofNovel and Conventional Processing for Dual-Phase Steels,Materials&Manufacturing Processes,2007.22(4):p.511-515”)；徐海卫等人(“基于动态相变的细晶双相低碳钢组织控制,金属学报,2006.42(10):p.1101-1108”)和韩国学者Hong等人(“Influence of deformation induced ferrite transformation on grain refinementof dual phase steel,Materials Science&Engineering A,2002.323(1):p.148-159”)也分别采用该方法将晶粒细化至2-4μm；董毅等人(“700MPa以上级低成本热轧超细晶双相钢的开发，钢材质量控制技术、形状、尺度精度、表面质量控制与改善学术研讨会,2010”)在此技术的基础上发展了Nb微合金化技术，提高了再结晶温度，有利于形变诱导铁素体相变的产生。文献报道的超细晶双相钢多采用两步法制备，其工艺过程分为大塑性变形细化晶粒和两相区短时加热淬火获得双相组织两个步骤，其中叠层轧制(“Characteristics ofplastic deformation by rotary-die equal-channel angular pressing,ScriptaMaterialia,2005.52(6):p.433-437”)、高压扭转(“The mechanism of formation ofnanostructure and dissolution of cementite in a pearlitic steel during highpressure torsion,Acta Materialia,2003.51(18):p.5555-5570”)、等通道挤压(“Ultrafine grained ferrite–martensite dual phase steels fabricated via equalchannel angular pressing:Microstructure and tensile properties,ActaMaterialia,2005.53(11):p.3125-3134”)、冷轧(“Formability of High Strength Dual‐phase Steels,Steel Research International,2006.77(9):p.654-667”)、冷锻(“Structure–property optimization of ultrafine-grained dual-phase steelsusing a microstructure-based strain hardening model,Acta Materialia,2007.55(7):p.2337-2350”)及大变形温轧(“Effect of grain refinement to 1μm on strengthand toughness of dual-phase steels,Materials Science&Engineering A,2010.527(29–30):p.7832-7840”)等技术常被用来进行晶粒细化，通过该方法可有效的将晶粒细化至1μm左右。
虽然上述两类方法均可有效的制备超细晶双相钢，但这些方法离实际应用较远。形变诱导铁素体相变技术对轧制工艺要求极为严格，要求大的变形量、高的变形速率和轧后冷却速率，工业化生产仍面临困难。大变形+两相区短时加热淬火工艺只能制备出截面尺寸较小的超细晶双相钢材料，原因是该工艺方法要求较大塑性变形量，试样的最终尺寸较小；另一方面，两相区加热过程中大变形后的材料只能短时加热以保证获得超细晶粒，倘若材料截面尺寸较大，短时加热不能使心部材料奥氏体化，无法获得双相组织。因此，开发工艺简单、适应工业化生产的大截面尺寸超细晶双相钢制备技术是超细晶双相钢技术领域的关键性技术难题。
发明内容
为了克服以上技术缺陷，本发明的目的在于提供了一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢及其制备方法，解决在低碳Mn-Si-Cr系钢中制备高强韧超细晶双相钢的问题，具有层状特征的超细晶铁素体/马氏体组织，在材料强度、延伸率提高的同时，冲击韧性得到明显提高。
为了实现上述目的，本发明采用的技术方案是：
一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢，所述层状超细晶双相钢的成分按重量百分比计为：C:0.15-0.25％，Cr:0.5-2.0％，Mn:1.5-3.0％，Si:0.7-2.50％，P：<0.05％，S：<0.06％，余量为Fe。
所述的层状超细晶双相钢组织为：铁素体和马氏体呈层状交替分布，铁素体呈等轴状，平均晶粒尺寸约为1μm，马氏体的体积分数为10-50％，马氏体条厚度为0.2-2μm，马氏体条片间距为0.2-2μm。
所述的层状超细晶双相钢在-196℃～80℃温度范围内冲击功(AKV)大于138J，并且在-60℃～0℃温度范围内出现韧性异常升高现象，最高冲击功大于258J。
一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢的制备方法，包括以下步骤：低碳Mn-Si-Cr系钢成分按重量百分比(wt.％)计为：C:0.15-0.25％，Cr:0.5-2.0％，Mn:1.5-3.0％，Si:0.7-2.50％，P：<0.05％，S：<0.06％，余量为Fe；将低碳Mn-Si-Cr系钢加热至900-1200℃，得到奥氏体，并保温0.5-2h，使奥氏体成分均匀化并使晶粒粗化，然后空冷或水淬至室温，得到板条马氏体组织；
再将板条马氏体组织重新加热至A1-A3之间某一温度进行两相区加热0.5-3h，得到具有板条特征的铁素体/奥氏体组织；
然后将所得铁素体/奥氏体组织在550-700℃温度范围内进行多道次轧制，累计轧下量在40-70％之间，轧后材料进行空冷或水淬处理；即可得到层状超细晶双相铁素体/马氏体钢。
所述层状超细晶双相钢的成分按重量百分比计为：C:0.15-0.25％，Cr:0.5-2.0％，Mn:1.5-3.0％，Si:0.7-2.50％，P：<0.05％，S：<0.06％，余量为Fe。
所述制备方法处理后制备的层状超细晶双相钢组织为：铁素体和马氏体呈层状交替分布，铁素体呈等轴状，平均晶粒尺寸约为1μm，马氏体的体积分数为10-50％，马氏体条厚度为0.2-2μm，马氏体条片间距为0.2-2μm。
所制备的层状超细晶双相钢在-196℃～80℃温度范围内冲击功(AKV)大于138J，并且在-60℃～0℃温度范围内出现韧性异常升高现象，最高冲击功大于258J。
本发明的有益效果：
本发明的特点在于用于制备层状超细晶双相钢的低碳Mn-Si-Cr系钢需具有明显的组织遗传特征，马氏体组织在两相区加热后得到的铁素体和奥氏体组织具有马氏体板条的特征，同时两相区加热后获得奥氏体具有足够的稳定性，在随后的轧制过程中不发生奥氏体向珠光体或铁素体的转变，轧后冷却过程中转变为马氏体组织。此外，本技术发明与大变形+两相区短时加热淬火制备超细晶双相钢工艺相比还具有以下特点：a)可显著降低制备超细晶双相钢的形变量，不需要极大变形量来细化晶粒；b)一步工艺即可制备超细晶双相钢，不需要轧制后两相区加热淬火；c)可制备大截面尺寸超细晶双相钢，解决了大截面尺寸超细晶双相钢制备的技术难题。通过该方法制备的层状超细晶双相钢力学性能为：Rp0.2≥750MPa，Rm≥1300MPa，A≥12％，-196℃～80℃温度范围内冲击功(AKV)大于138J，并且在-60℃～0℃温度范围内出现韧性异常升高现象，最高冲击功大于258J。
附图说明
图1层状超细晶双相钢轧制工艺示意图。
图2层状超细晶双相钢SEM组织。
图3层状超细晶双相钢TEM组织。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明做进一步详细说明。
本发明的实施步骤为：首先将低碳Mn-Si-Cr系钢加热至900-1200℃并保温0.5-2h，使奥氏体成分均匀化并使晶粒粗化，然后空冷或水淬至室温，得到板条马氏体组织；再将马氏体组织重新加热至A1-A3之间某一温度进行两相区加热处理，保温0.5-3h，利用马氏体组织两相区加热过程中的组织遗传现象得到具有板条特征的铁素体/奥氏体组织，使组织得到细化，同时向材料中引入了更多的相界面，加速后续轧制工艺中晶粒细分过程；然后在550-700℃温度范围内进行多道次轧制，累计轧下量在40-70％之间，轧后进行空冷或水淬处理，即可得到具有层状特征的超细晶铁素体/马氏体组织，工艺流程如图1所示。在本发明实施过程中可通过调控两相区加热温度调节制备的超细晶组织中铁素体和马氏体相的比例。
实施例1
选用化学成分按质量百分数(wt.％)为：0.17C、1.5Mn、1.5Si、1.0Cr，0.02P，0.032S，余量为Fe的低碳Mn-Si-Cr系钢。利用差热分析(DSC)法测得其A3和A1温度分别为820.2℃和745.4℃。将该成分的低碳Mn-Si-Cr系钢加热至1050℃保温1.5h后水淬至室温；再将该马氏体钢加热至800℃保温1h后在650℃进行温轧，累计轧下量50％，轧后空冷至室温，得到10mm厚层状超细晶双相钢板，马氏体体积分数约为40.6％，铁素体平均晶粒尺寸0.98μm，SEM和TEM组织分别如图2和3所示。其力学性能为：Rp0.2：836MPa，Rm：1432MPa，A:15.8％，室温冲击功(AKV)为139.8J，-20℃冲击功为258.7J，-196℃冲击功为138J。
实施例2
选用化学成分按质量百分数(wt.％)为：0.23C、2.0Mn、1.5Si、0.5Cr，0.023P，0.046S，余量为Fe的低碳Mn-Si-Cr系钢。利用差热分析(DSC)法测得其A3和A1温度分别为813.4℃和716.7℃。将该成分的低碳Mn-Si-Cr系钢加热至1150℃保温2h后空冷至室温；再将该马氏体钢加热至760℃保温2h后在700℃进行温轧，累计轧下量50％，轧后水淬至室温，得到20mm厚层状超细晶双相钢板，马氏体体积分数约为30％，铁素体平均晶粒尺寸1.12μm。其力学性能为：Rp0.2：873MPa，Rm：1538MPa，A:14.1％，室温冲击功(AKV)为159.3J，-20℃冲击功为271.4J，
实施例3
选用化学成分按质量百分数(wt.％)为：0.15C、2.5Mn、1.0Si、1.0Cr，0.036P，0.051S，余量为Fe的低碳Mn-Si-Cr系钢。利用差热分析(DSC)法测得其A3和A1温度分别为803.7℃和701.7℃。将该成分的低碳Mn-Si-Cr系钢加热至1200℃保温0.5h后空冷至室温；再将该马氏体钢加热至760℃保温2.5h后在700℃进行温轧，累计轧下量70％，轧后空冷至室温，得到3mm厚层状超细晶双相钢板，马氏体体积分数约为35％，铁素体平均晶粒尺寸0.86μm。其力学性能为：Rp0.2：763MPa，Rm：1362MPa，A:18.7％，室温冲击功(AKV)为203.8J，-20℃冲击功为351.2J，
实施例4
选用化学成分按质量百分数(wt.％)为：0.25C、2.5Mn、1.5Si、1.0Cr，0.037P，0.031S，余量为Fe的低碳Mn-Si-Cr系钢。利用差热分析(DSC)法测得其A3和A1温度分别为790.6℃和733.3℃。将该成分的低碳Mn-Si-Cr系钢加热至950℃保温2h后空冷至室温；再将该马氏体钢加热至750℃保温2.5h后在700℃进行温轧，累计轧下量70％，轧后空冷至室温，得到3mm厚层状超细晶双相钢板，马氏体体积分数约为20％，铁素体平均晶粒尺寸0.81μm。
本发明利用初始马氏体组织两相区加热过程中的组织遗传现象，经两相区加热后得到具有板条特征的铁素体和奥氏体组织，使组织得到细化，同时向材料中引入了更多的相界面，从而加速了轧制过程中晶粒细分过程，促进晶粒细化，显著降低超细晶双相钢制备过程的轧制变形量，同时解决了大截面尺寸超细晶双相钢的制备难题。获得了具有层状特征的超细晶铁素体/马氏体组织，在材料强度、延伸率提高的同时，冲击韧性得到明显提高。

Claims (7)

1.一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢，其特征在于，层状超细晶双相钢的成分按重量百分比(wt.％)计为：C:0.15-0.25％，Cr:0.5-2.0％，Mn:1.5-3.0％，Si:0.7-2.50％，P：<0.05％，S：<0.06％，余量为Fe。
2.根据权利要求1所述的一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢，其特征在于，所述的层状超细晶双相钢组织为：铁素体和马氏体呈层状交替分布，铁素体呈等轴状，平均晶粒尺寸约为1μm，马氏体的体积分数为10-50％，马氏体条厚度为0.2-2μm，马氏体条片间距为0.2-2μm。
3.根据权利要求1所述的一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢，其特征在于，所述的层状超细晶双相钢在-196℃～80℃温度范围内冲击功(AKV)大于138J，并且在-60℃～0℃温度范围内出现韧性异常升高现象，最高冲击功大于258J。
4.一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：低碳Mn-Si-Cr系钢成分按重量百分比(wt.％)计为：C:0.15-0.25％，Cr:0.5-2.0％，Mn:1.5-3.0％，Si:0.7-2.50％，P：<0.05％，S：<0.06％，余量为Fe；将低碳Mn-Si-Cr系钢加热至900-1200℃，得到奥氏体，并保温0.5-2h，使奥氏体成分均匀化并使晶粒粗化，然后空冷或水淬至室温，得到板条马氏体组织；
再将板条马氏体组织重新加热至A1-A3之间某一温度进行两相区加热0.5-3h，得到具有板条特征的铁素体/奥氏体组织；
然后将所得铁素体/奥氏体组织在550-700℃温度范围内进行多道次轧制，累计轧下量在40-70％之间，轧后材料进行空冷或水淬处理；即可得到层状超细晶双相铁素体/马氏体钢。
5.根据权利要求4所述的一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢的制备方法，其特征在于，所述层状超细晶双相钢的成分按重量百分比计为：C:0.15-0.25％，Cr:0.5-2.0％，Mn:1.5-3.0％，Si:0.7-2.50％，P：<0.05％，S：<0.06％，余量为Fe。
6.根据权利要求4所述的一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢的制备方法，其特征在于，所述的层状超细晶双相钢组织为：铁素体和马氏体呈层状交替分布，铁素体呈等轴状，平均晶粒尺寸约为1μm，马氏体的体积分数为10-50％，马氏体条厚度为0.2-2μm，马氏体条片间距为0.2-2μm。
7.根据权利要求4所述的一种层状超细晶双相铁素体/马氏体钢的制备方法，其特征在于，所述的层状超细晶双相钢在-196℃～80℃温度范围内冲击功(AKV)大于138J，并且在-60℃～0℃温度范围内出现韧性异常升高现象，最高冲击功大于258J。
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