CN111876674A - 一种高强度中碳低合金钢板的制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度中碳低合金钢板的制备方法，按以下步骤进行：(1)按D6A钢成分冶炼钢水，在保护气氛条件下熔炼，并浇铸制成具有原始粗晶的铸锭；(2)将铸锭加热至1200±50℃固溶处理，然后进行6道次热轧，空冷至室温，制成热轧板；(3)加热760±20℃保温5～10min，进行单道次温轧，总变形量20±0.5％；空冷至室温，650±20℃保温10～15min，空冷至室温。本发明的产品具有较高的室温拉伸强度，塑性良好，优于用传统淬火加回火方法制备的钢材料的综合力学性能；本发明的制备方法简单，只需改进工艺条件，控制适当的热处理参数即可获得。

Description

一种高强度中碳低合金钢板的制备方法
技术领域
本发明属于材料技术领域，特别涉及一种高强度中碳低合金钢板的制备方法。
背景技术
低合金超高强度钢是通过在结构钢中加入少量的合金元素的基础上发展起来的，合金元素使钢产生固溶强化并通过合金元素提高钢的淬透性与马氏体的回火稳定性；主要合金元素包括Mn、Cr、Si、Ni、Mo、V等，但是它们的总和含量一般在5％以内；结构用钢与之相比，除Mo的含量稍高外，其它的合金元素含量和种类差别不大，大致可分为CrNiMo钢、CrMo钢、CrMnNiSi钢、CrMnSi钢、SiMnAlV钢等几个钢系，含碳量一般为0.27～0.50％，大多低合金高强度商品钢的组织是回火马氏体或者下贝氏体，其抗拉强度取主要决于钢中碳含量或马氏体中的碳当量。
高强度化是钢铁材料发展的趋势之一，是实现节能减排的重要途径。虽然不断出现各类新材料，但超高强度钢在弹性模量、冲击韧性和强度等方面依然具有很大的优势。一般认为抗拉强度大于1350MPa的钢为超高强度钢，它广泛应用于航空航天领域。新一代低合金高强钢的开发制备是以获得组织均匀、无缺陷超细晶结构(小于1μm)为主要方向的；晶粒细化可以提高材料强度和韧性，一直是提高材料综合力学性能的有效方法，开发制备超细晶钢是新世纪低合金高强钢的发展方向；当前的超细晶钢铁材料贮备技术主要有：大塑性变形制备技术、热处理制备技术、形变诱导铁素体相变制备技术、微合金化制备技术和场处理制备技术等；然而钢铁材料领域的超细晶制备技术一直受到制备技术应用范围的限制而发展缓慢。
D6A是一种淬透性良好的中碳低合金超高强度钢，具有强度高、抗应力腐蚀性能好、成本低、应用可靠等优点，目前广泛应用于制作飞机发动机曲轴、大梁、起落架和中小型火箭壳体等高强度结构零部件；但是传统的先淬火后回火的D6A钢制备工艺虽然能获得很高的强度，但是塑性较差影响其综合性能。多次研究表明，获得高强高韧的超细晶钢除了强采用力变形和动态再结晶轧制因素外，还可以采用变形诱导铁素体相变(DIFT)技术，使钢在Ac1温度附近发生变形，奥氏体中的能量升高，稳定性降低，从而获得超细晶。
在实际工业生产中，采用晶粒细化的方法提高材料的强度和韧性，可以用著名的Hall-Petch关系来描述，即利用大量晶界钉轧位错来阻碍位错的运动。因此，如何通过适当的成分和加工工艺设计，控制晶粒尺寸进而通过晶界或亚结构对位错的钉扎作用提高屈服强度，同时具有一定的塑性变形能力，成为材料研究的热点之一。通常金属材料的晶粒细化主要是通过传统的塑性变形加工和随后的退火工艺，即发生再结晶和晶粒长大来获得的，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)约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为310MPa(Bramfitt B.L，MarderA.R，Metallurgical and Petroleum Engineers，191-198(1973))；宇航用低合金超高强钢(D6AC)经过真空感应炉熔炼+电渣重熔，再经过900℃×20min空冷+880℃×20min油冷
+550℃×2h空冷，屈服强度为1400MPa(陈开忠，D6AC超高强钢的性能研究，四川冶金，1992，43(2)：30)；当奥氏体分级淬火工艺为900℃/30min-530℃/30min油冷再530℃回火2h，在保证材料高强度的前提下，断后延伸率由10％增加至14％(杨德庄，刘淑云，何慧等，D6AC钢奥氏体湾分级淬火优化工艺研究，宇航材料工艺，1994，5(4)：33-36)；对D6A钢进行两相区轧制及退火处理，得到了晶粒尺寸为410nm～780nm的铁素体和纳米级球状渗碳体组织(王鹏杰，轧制-等温制备超细晶D6A钢的微观组织与力学性能，沈阳：东北大学，2016)。
Singon KANG等人通过Q-P工艺处理D6A钢后得到残余奥氏体，残余奥氏体在拉伸变形过程中转变为马氏体，极限抗拉强度约为1500MPa，总延伸率约为10％，与传统的淬火和回火热处理相比提高了拉伸性能(Kang S.,Kim K.,Son Y I.,et al.Application ofthe quenching and partitioning process to D6AC steel,2016,56(11):2057-2061)。Khodamorad Abbaszadeh等人研究发现，马氏体和体积分数为28％的下贝氏体混合组织比完全马氏体组织的屈服强度和拉伸强度高，可达到1850MPa(Abbaszadeh K.,SaghafianH.,Kheirandish S.,et al.Effect of bainite morphology on mechanical propertiesof the mixed ainite-martensite microstructure in D6AC steel,Journal ofMaterials Science and Technology,2012,28(4):336-342)。Chun-Ming Lin等人研究发现，退火温度的升高会提高实验钢的塑性，但会导致实验钢硬度和拉伸强度的降低(LinC.M.,Lu C.H.,Effects of tempering temperature on microstructural evolutionand mechanical properties of high-strength low-alloy D6AC plasma arc welds,Materials Science and Engineering A,2016,676(5):28-37)。Derming Lian对D6AC钢进行了回火处理，屈服强度由400MPa升高至1300MPa，延伸率由0.4％升高至9％(LianD.Microstructure properties of tempered D6ac steel[J].Applied SurfaceScience,2013,264(JAN.1):100-104)，虽然屈服强度和抗拉强度很高，但塑性仍然很低，没有达到强塑性最好的搭配，无法满足对强度和塑性均要求较高的领域的要求。
发明内容
针对现有制备工艺在综合力学性能上存在的缺陷，本发明提供一种高强度中碳低合金钢板的制备方法，通过控制轧制-退火工艺，进而控制铁素体晶粒细化、渗碳体析出，使材料产生与Hall-Petch效应相似的强化作用，制成具有微米级细晶强化的高强度钢，提高材料的综合性能。
本发明的方法按以下步骤进行：
1、按D6A钢成分冶炼钢水，其成分按质量百分比含C 0.42～0.45％，Si 0.16～0.18％，Mn 0.71～0.74％，P≤0.014％，Mo 1～1.03％，Cr 1.02～1.06％，Ni 0.006～0.008％，V 0.08～0.1％，N 0.002～0.006％，Al 0.02～0.04％，S≤0.005％，余量为Fe和不可避免杂质；在保护气氛条件下熔炼，并浇铸制成具有原始粗晶的铸锭；
2、将铸锭加热至1200±50℃后保温120～150min进行固溶处理，然后进行6道次热轧，开轧温度1150±50℃，终轧温度950±50℃，总变形量84±0.5％，空冷至室温，制成热轧板；
3、将热轧板加热至760±20℃后保温5～10min，然后进行单道次温轧，单道次温轧的开轧温度760±20℃，总变形量20±0.5％；单道次温轧后空冷至室温，再加热至650±20℃后保温10～15min，最后空冷至室温，制成高强度中碳低合金钢板。
上述的铸锭的微观结构为铁素体和珠光体，晶粒尺寸15～25μm，屈服强度390±5MPa，抗拉强度750±5MPa，延伸率22±0.5％。
上述的高强度中碳低合金钢板的微观结构为铁素体、渗碳体和少量马氏体，晶粒尺寸为2～5μm，屈服强度1000±5MPa，抗拉强度1170±5MPa，延伸率19±0.5％。
本发明通过对粗晶D6A钢(铸锭)进行轧制-退火组合处理，能够获得强度较高的细晶D6A钢；晶粒不断细化，晶界密度提高，而晶界阻碍了位错的运动，因此晶粒越细，晶界密度越高，位错运动越难进行，从而导致了强度的升高；细晶D6A钢组织中存在大量纳米级的渗碳体(第二相)，可以阻碍位错的运动导致强度的增加，第二相体积含量越多，尺寸越细，其带来的强度增量越多，所以细晶强化和第二相(粒状渗碳体)强化，导致强度大幅增加。
本发明通过合理的热处理工艺过程和工艺参数制备出细晶粒尺寸和高强度的材料，具有较高的室温拉伸强度，塑性良好，优于用传统淬火加回火方法制备的钢材料的综合力学性能；产品应用性强，轧制过程中随着晶粒不断细化，晶界面积增加，产生了大量位错，同时由于纳米量级的粒状渗碳体存在，阻碍了位错的运动，因此铁素体和粒状渗碳体的组织具有高强高韧的效果；对于航空航天、汽车、电力等行业的发展具有重要的意义；本发明的制备方法简单，只需改进工艺条件，控制适当的热处理参数即可获得。
附图说明
图1为本发明实施例1中的高强度中碳低合金钢板的微观组织形貌图和IPF图；其中，a图为微观组织形貌图，b图为IPF图；
图2为本发明实施例1中的铸锭及高强度中碳低合金钢板在室温条件单向拉伸的工程应力-应变曲线图；其中，●为铸锭，▼为高强度中碳低合金钢板。
具体实施方式
本发明实施例中采用的热轧设备为Ф450双辊单向异步轧机。
本发明实施例中采用的温轧设备为双辊轧机。
本发明实施例中加热和保温采用箱式电阻炉。
本发明实施例中温轧后采用的保温设备为SX-8-13高温箱式电阻炉。
本发明实施例中多道次热轧的道次数为6道次。
本发明实施例中观测微观组织采用的设备型号为JSM-6510A扫描电子显微镜。
本发明实施例中IPF观测采用的设备型号为ULTRA55扫描电子显微镜。
本发明实施例中的钢水成分按质量百分比含C 0.42～0.45％，Si 0.16～0.18％，Mn 0.71～0.74％，P≤0.014％，Mo 1～1.03％，Cr 1.02～1.06％，Ni 0.006～0.008％，V0.08～0.1％，N 0.002～0.006％，Al 0.02～0.04％，S≤0.005％，余量为Fe。
本发明实施例中的保护气氛为氩气气氛。
本发明实施例中的高强度中碳低合金钢板的微观结构为铁素体、渗碳体和少量马氏体，晶粒尺寸为2～5μm，屈服强度1000±5MPa，抗拉强度1170±5MPa，延伸率19±0.5％。
本发明实施例中的高强度中碳低合金钢板的厚度6～10mm。
实施例1
按D6A钢成分冶炼钢水，在保护气氛条件下熔炼，并浇铸制成具有原始粗晶的铸锭；铸锭的微观结构为铁素体和珠光体，晶粒尺寸15～25μm，屈服强度390±5MPa，抗拉强度750±5MPa，延伸率22±0.5％；
将铸锭加热至1200±50℃后保温120min进行固溶处理，然后进行6道次热轧，热轧的开轧温度1150±50℃，终轧温度950±50℃，总变形量84±0.5％，空冷至室温，制成热轧板；
将热轧板加热至760±20℃后保温10min，然后进行单道次温轧，开轧温度760±20℃，总变形量20±0.5％；单道次温轧后空冷至室温，获得温轧板，温轧板加热至650±20℃后保温10min，最后空冷至室温，制成高强度中碳低合金钢板，微观结构为铁素体、渗碳体和少量马氏体，晶粒尺寸为2～5μm，屈服强度1000±5MPa，抗拉强度1170±5MPa，延伸率19±0.5％；其微观组织形貌如图1a所示，IPF图如图1b所示，工程应力-应变曲线如图2所示；与传统方法相比，各项性能均在优良水平，综合性能相当优秀，在保证延伸率达到一定水平的条件下，屈服强度和抗拉强度有大幅提高，强塑积有大幅提高。
实施例2
方法同实施例1，不同点在于：
(1)固溶处理时间150min；
(2)760±20℃后保温5min；
(2)650±20℃保温15min。
实施例3
方法同实施例1，不同点在于：
(1)固溶处理时间130min；
(2)760±20℃后保温8min；
(2)650±20℃保温12min。

Claims (3)

1.一种高强度中碳低合金钢板的制备方法，其特征在于按以下步骤进行：
(1)按D6A钢成分冶炼钢水，其成分按质量百分比含C 0.42～0.45％，Si 0.16～0.18％，Mn 0.71～0.74％，P≤0.014％，Mo 1～1.03％，Cr 1.02～1.06％，Ni 0.006～0.008％，V 0.08～0.1％，N 0.002～0.006％，Al 0.02～0.04％，S≤0.005％，余量为Fe和不可避免杂质；在保护气氛条件下熔炼，并浇铸制成具有原始粗晶的铸锭；
(2)将铸锭加热至1200±50℃后保温120～150min进行固溶处理，然后进行6道次热轧，开轧温度1150±50℃，终轧温度950±50℃，总变形量84±0.5％，空冷至室温，制成热轧板；
(3)将热轧板加热至760±20℃后保温5～10min，然后进行单道次温轧，单道次温轧的开轧温度760±20℃，总变形量20±0.5％；单道次温轧后空冷至室温，再加热至650±20℃后保温10～15min，最后空冷至室温，制成高强度中碳低合金钢板。
2.根据权利要求1所述的一种高强度中碳低合金钢板的制备方法，其特征在于所述的铸锭的微观结构为铁素体和珠光体，晶粒尺寸15～25μm，屈服强度390±5MPa，抗拉强度750±5MPa，延伸率22±0.5％。
3.根据权利要求1所述的一种高强度中碳低合金钢板的制备方法，其特征在于所述的高强度中碳低合金钢板的微观结构为铁素体、渗碳体和少量马氏体，晶粒尺寸为2～5μm，屈服强度1000±5MPa，抗拉强度1170±5MPa，延伸率19±0.5％。
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