CN115725900B - 一种高强度高塑性贝氏体钢及生产方法 - Google Patents
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Abstract
一种高强度高塑性贝氏体钢，其化学成分及wt%：C：0.35～0.65%，Si：1.72～2.12%，Mn：2.30～2.55%，Al：为0.30～0.57%；生产方法：对经热轧板材行奥氏体化；第一次冷却；第一次一道次高温轧制预变形；第二次冷却；第二次轧制变形；第三次冷却；空冷至室温。本发明合金元为最基本元素，成本低廉，生产工艺简单，且制备周期短，不需要额外添加设备，制备过程绿色环保；所制备的超高强贝氏体钢屈服强度为1392～1435MPa，抗拉强度为1771～1900MPa，延伸率为16.6～19.2%，强塑积为31.0～34.58%；通过奥氏体预变形细化组织，加速贝氏体相变，提高残余奥氏体稳定性，有效提升了此类贝氏体钢的综合力学性能。
Description
技术领域
本发明属于工程机械用贝氏体钢及生产方法。具体涉及工程机械用的一种高强度高塑性贝氏体钢及生产方法。
背景技术
随着钢铁市场高规格的发展趋势，促使其产品的使用性能不断升级换代，以满足市场对钢铁材料的更高要求，为此超高强度钢铁产品逐渐成为研究及创新的热点，也受到钢铁研究界和企业界的重视。但众所周知，随着钢材强度水平的提高，其塑性、韧性会随之降低。
在钢铁材料超高强度化发展趋势下，同时保持良好塑性、韧性是钢铁材料面临的重要问题。新一代钢铁材料发展的目标是在满足超高强度的同时具有良好的延伸率。因此，如何采用低合金化的成分设计和简单有效的工艺路线，制备出兼具优良延伸率的新一代超高强钢铁材料，是一项意义重大的工作。
近年来，一种具有超高强度的贝氏体钢受到钢铁界的重视。如经检索的：
英国剑桥大学Bhadeshia教授等人利用Si对碳化物析出的抑制作用，制备了无碳化物贝氏体钢，其显微组织为纳米或亚纳米超细贝氏体、残留奥氏体以及少量马氏体，强度可达2500MPa。这种贝氏体钢符合新一代超高强钢的发展目标，可用于桥梁建筑、机械制造、车辆工程、海洋船舶等领域，还可用于重载列车转向架和大型运输机起落架等特殊领域，具有广阔的应用前景，已成为重点研究和发展的新一代超高强贝氏体钢。但其存在添加大量贵重合金元素、贝氏体低温转变周期长、高强度和高延伸率难以匹配等问题。
中国专利公开号为CN 102071362的文献，公开了“一种高性能低碳贝氏体钢及生产方法”，其生产工艺为：转炉顶底复合冶炼，需要经过LF精炼处理，微合金化及Ca处理，并且需要进行连铸、两阶段控轧。其属于Mn-Cr-Mo-Nb-Ti合金系，存在合金元素添加总类繁杂，生产工艺复杂等问题，且生产的贝氏体钢强度仅为690Mpa。
中国专利公开号为CN 102112648的文献，公开了一种“贝氏体钢及其制造方法”，其制备的贝氏体钢综合性能虽较好，但是热处理工艺复杂，而且添加了多种贵重合金元素，最低相变时间也长达8小时，不适用于工业化生产。
还有如中国专利公开号为CN 101705431、CN 102251173、CN 1521285及CN101230444的文献，为了提高钢的韧性，采取在钢中形成铁素体/贝氏体或贝氏体/马氏体/残余奥氏体等组织，具有较高的韧性，但强度不足，一般低于800Mpa。
综上所述，超高强贝氏体钢制备过程中普遍存在高强度和高延伸率难以兼得的问题。研究表明残余奥氏体对钢铁材料的硬度、冲击韧性和耐磨性有着重要影响，残余奥氏体是非稳定的韧性相，与马氏体相比，残余奥氏体硬度低、易变形、塑性、韧性高。影响残余奥氏体稳定性的因素很多，包括碳含量、晶粒尺寸、形貌等因素。研究表明，残余奥氏体中碳含量很低时，残余奥氏体稳定性差，在应变过程中容易转变成马氏体，不利于提升延伸率；残余奥氏体中碳含量很高时，残余奥氏体太稳定，在应变过程中难以转变成马氏体，也不利于提升延伸率。当残余奥氏体晶粒尺寸较大时，残余奥氏体是不稳定的，对材料的延伸率影响不大。研究还表明，薄膜状残余奥氏体比块状残余奥氏体更稳定，对材料延伸率的贡献更大。因此，对超高强贝氏体钢中残余奥氏体碳含量、尺寸、形貌等因素的优化控制，直接决定了超高强度和高延伸率的匹配程度。
目前，国内外对于残余奥氏体稳定性的研究一般集中在热处理工艺、化学成分等方面。在这种超高强贝氏体钢的制备过程中，为了提高强度的同时具备良好的延伸率通常会添加贵重合金元素，或者是改善热处理工艺，不仅成本较高，生产周期长，而且会造成一定的能源浪费。所生产的此类超高强贝氏体钢的延伸率普遍较低，一般低于10％。
刊登于《金属学报》(2021,57(6):749-756)的《变形对超高强贝氏体钢组织和力学性能的影响》的文献，其采用变形+贝氏体等温处理的方式虽然制备了具有良好塑性的高强度贝氏体钢，即抗拉强度和延伸率分别为1733MPa和15.7％，但由于其Mn含量高达2.8wt.％，容易造成偏析，变形温度过低(仅300℃)，不仅容易引起板材表面质量问题，而且增加轧机负荷，导致能耗增加，此外，在300℃等温时间长达一小时，延长了生产周期。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种屈服强度为1392～1435MPa，抗拉强度为1771～1900MPa，延伸率达到16.6～19.2％，强塑积达到31.0～34.58％，且表面质量良好，变形工艺能耗低，生产周期短的高强度高塑性贝氏体钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种高强度高塑性贝氏体钢，其化学成分及重量百分比含量：C：0.35～0.65％，Si：1.72～2.12％，Mn：2.30～2.55％，Al：为0.30～0.57％，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织：贝氏体体积比不低于67％，残余奥氏体体积比为18～25％，马氏体体积比不高于15％。
优选地：所述C的重量百分比含量在0.54～0.65％。
优选地：所述Si的重量百分比含量在1.72～1.92％。
生产一种高强度高塑性贝氏体钢的方法，其步骤：
1)对经热轧后厚度在8～10mm板材进行奥氏体化，其在加热速度为3～5℃/s下加热至1105～1198℃，并在此温度下保温15～20min；
2)进行第一次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至902～931℃；
3)进行第一次一道次高温轧制预变形，其变形速率为0.1～1s-1，轧制压下率在50～70％；
4)进行第二次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以上10～30℃；
5)进行第二次轧制变形，本次变形采用二道次轧制，各道次的变形速率均为0.1～1s-1，两道次的变形率共为20～30％，且各道次的变形率相同；
6)进行第三次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以下50～100℃，并在此温度下保温30～50min；
7)空冷至室温。
其在于：所述贝氏体开始转变温度Bs点为415～501℃。
本发明中各原料及主要工艺的作用及机理：
C：碳是奥氏体稳定化元素，能起到固溶强化的作用。碳含量过低，不利于形成残余奥氏体；碳含量过高，降低板材的焊接性和韧性。因此，将碳含量控制在0.35～0.65％的范围内，优选地C的重量百分比含量在0.54～0.65％。
Si：贝氏体钢中容易形成渗碳体，降低塑性，添加1.72～2.12％硅可以抑制渗碳体形成，硅含量过低，抑制效果不佳，硅含量过高容易形成红色氧化铁皮，引起表面质量问题，优选地Si的重量百分比含量在1.72～1.92％。
Mn：锰是钢中重要的强韧化元素，对贝氏体相变影响较大，可以增加钢的淬透性。锰含量过低，易发生高温相变，得不到贝氏体组织，增加Mn含量可以提升强度，稳定奥氏体，但当Mn含量过高时，容易产生严重偏析，导致性能波动大。因此，将锰含量控制在2.30～2.55％的范围内。
Al：对于贝氏体钢，贝氏体相变速率会随着碳含量增加而降低，为了缩短生产周期，添加适量的铝，可以加速贝氏体相变，但铝含量过高，容易造成铸坯质量降低。因此，将铝含量控制在0.30～0.57％的范围内。
本发明重点之一是采用低温(Bs温度以上10～30℃)小变形，如果超过Bs温度30℃以上，变形会阻碍贝氏体相变，减少贝氏体相变量。对于变形量的控制，有严格的要求，变形范围在20～30％内最容易加速贝氏体相变，室温下可以获得更多残余奥氏体，当变形超过30％会阻碍贝氏体相变。变形后冷却至Bs点温度以下50～100℃，更容易获得细小的贝氏体板条，超过Bs点温度以下100℃，则温度过低，贝氏体相变时间长。此外，本发明的变形温度均在425℃以上，从而避免了板材表面质量问题，同时降低轧机负荷，减少了能耗，且贝氏体相变时间不超过50min，缩短了生产周期。
本发明方法制备的超高强贝氏体钢的显微组织为纳米级(100～300nm)板条贝氏体和薄膜状残余奥氏体(体积百分比为25～40％)。首先采用高温(902～931℃)预变形可以减小奥氏体晶粒尺寸，促进细晶强化，然后采用低温(Bs温度以上10～30℃)小变形可以加速等温贝氏体相变；其次，低温小变形还可以增加贝氏体转变量，相比无变形奥氏体，变形奥氏体中贝氏体相变量增加30～50％，且贝氏体板条尺寸更加细小，进一步提升强度；最后，变形导致基***错密度增加，母相奥氏体稳性定增强，材料在室温下获得更多残余奥氏体，发挥优良的增塑效应，从而提升材料的塑性。综上所述，对于高强贝氏体钢，采用本发明的增塑方法，既可以提高贝氏体钢的强度，又可以增加延伸率，获得超高强度和高延伸率的良好匹配。
本发明与现有技术相比，本发明合金元为最基本元素，即仅为Fe、C、Si、Mn以及少量Al，成本低廉；采用奥氏体预变形加等温贝氏体相变的方法，生产工艺简单，且制备周期短，不需要额外添加设备，制备过程绿色环保；所制备的超高强贝氏体钢塑性优良：屈服强度为1392～1435MPa，抗拉强度为1771～1900MPa，延伸率为16.6～19.2％，强塑积为31.0～34.58％；本发明通过奥氏体预变形细化组织，加速贝氏体相变，提高残余奥氏体稳定性，发挥了残余奥氏体优良的塑性，有效提升了此类贝氏体钢的综合力学性能。
附图说明
图1为本发明钢的金相组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产：
1)对经热轧后厚度在8～10mm板材进行奥氏体化，其在加热速度为3～5℃/s下加热至1105～1198℃，并在此温度下保温15～20min；
2)进行第一次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至902～931℃；
3)进行第一次一道次高温轧制预变形，其变形速率为0.1～1s-1，轧制压下率在50～70％；
4)进行第二次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以上10～30℃；
5)进行第二次轧制变形，本次变形采用二道次轧制，各道次的变形速率均在0.1～1s-1，两道次的变形率共为20～30％，且各道次的变形率相同；
6)进行第三次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以下50～100℃，并在此温度下保温30～50min；
7)空冷至室温。
表1本发明各实施例及对比例的化学成分列表(wt.％)
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
续表2
表3本发明各实施例及对比例力学性能检测结果列表
从表3可以看出使用本发明制备超高强贝氏体钢，其强度和塑性都得到进一步提升：屈服强度为1392～1435MPa，抗拉强度为1771～1900MPa，延伸率为16.6～19.2％，强塑积为31.0～34.58％。而对比例中屈服强度为899～1203MPa，抗拉强度为1200～1898MPa，延伸率为7.5～16％，强塑积为14.2～19.2％。本发明采用低合金化的成分设计和简单有效的工艺路线，制备出高强度和高延伸率相匹配的超高强钢铁材料，具有成本低廉和工艺简单的特点，可广泛应用于机械制造、车辆工程、建筑、造船等领域，具有较高实际应用价值。
本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。
Claims (5)
1.一种高强度高塑性贝氏体钢，其化学成分及重量百分比含量：C：0.35～0.65%，Si：1.72～2.12%，Mn：2.30～2.55%，Al：为0.30～0.57 %，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织：贝氏体体积比不低于67%，残余奥氏体体积比为18～25 %，马氏体体积比不高于15%；
生产方法：
1）对经热轧后厚度在8～10mm板材进行奥氏体化，其在加热速度为3～5℃/s下加热至1105～1198℃，并在此温度下保温15～20min；
2）进行第一次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至902～931℃；
3）进行第一次一道次高温轧制预变形，其变形速率为0.1～1s-1，轧制压下率在50～70%；
4）进行第二次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以上10～30℃；
5）进行第二次轧制变形，本次变形采用二道次轧制，各道次的变形速率均为0.1～1s-1，两道次的变形率共为20～30%，且各道次的变形率相同；
6）进行第三次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以下50～100℃，并在此温度下保温30～50min；
7）空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的一种高强度高塑性贝氏体钢，其特征在于：所述C的重量百分比含量在0.54～0.65%。
3.如权利要求1所述的一种高强度高塑性贝氏体钢，其特征在于：所述Si的重量百分比含量在1.72～1.92%。
4.生产如权利要求1所述的一种高强度高塑性贝氏体钢的方法，其步骤：
1）对经热轧后厚度在8～10mm板材进行奥氏体化，其在加热速度为3～5℃/s下加热至1105～1198℃，并在此温度下保温15～20min；
2）进行第一次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至902～931℃；
3）进行第一次一道次高温轧制预变形，其变形速率为0.1～1s-1，轧制压下率在50～70%；
4）进行第二次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以上10～30℃；
5）进行第二次轧制变形，本次变形采用二道次轧制，各道次的变形速率均为0.1～1s-1，两道次的变形率共为20～30%，且各道次的变形率相同；
6）进行第三次冷却，在冷却速度为5～10℃/s下冷却至贝氏体开始转变温度Bs点以下50～100℃，并在此温度下保温30～50min；
7）空冷至室温。
5.如权利要求4所述的一种高强度高塑性贝氏体钢的生产方法，其特征在于：所述贝氏体开始转变温度Bs为415～501℃。
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| CN110088332A (zh) * | 2016-12-21 | 2019-08-02 | 安赛乐米塔尔公司 | 具有优异的可成形性的经回火和涂覆的钢板及其制造方法 |
| CN112280941A (zh) * | 2020-09-28 | 2021-01-29 | 燕山大学 | 一种基于层错能调控的超高强塑韧性贝氏体钢制备方法 |
-
2022
- 2022-11-14 CN CN202211424714.6A patent/CN115725900B/zh active Active
Patent Citations (7)
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