CN116855829B - 一种低碳纳米贝氏体钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及金属材料技术领域，具体涉及一种低碳纳米贝氏体钢及制备方法，所述低碳纳米贝氏体钢的化学成分为：C 0.15‑0.30％、Si 1.6‑1.9％、Mn 1.8‑2.3％、Cr 0.7‑0.9％、Mo 0.2‑0.3％、P≤0.010％、S≤0.010％、Nb 0.03‑0.08％，余量为Fe及不可避免的杂质。所述低碳纳米贝氏体钢的组织构成主要由贝氏体组成，含有少量残余奥氏体，其中贝氏体铁素体板条尺寸在80‑100nm，少量的残余奥氏体细小且均匀分布。所述低碳纳米贝氏体钢材料具有超高的强度和良好的塑性和韧性，满足技术装备和工程结构制造用钢的需求。
Description
技术领域
本发明涉及一种低碳纳米贝氏体钢及其制备方法，属于金属材料技术领域。
背景技术
自贝氏体钢问世以来，因具有良好的综合力学性能而被广泛应用于结构材料中，因此对贝氏体钢的开发同时成为了提高钢铁材料强度、塑性及韧性的重要途径。世界各国对贝氏体钢的研究取得了***的成果，如中高碳贝氏体钢低温等温处理，弛豫-析出工艺在超低碳、低碳贝氏体钢的应用等等。
近年来，有种纳米级贝氏体钢成为研究热点之一，由于在低温发生贝氏体转变，所以板条细小、强度高，学者们称之为超级贝氏体钢。这类贝氏体组织的共同特点是晶粒更加细小，且达到纳米级。目前中低碳纳米贝氏体钢的制备工艺相对繁琐，需要在低温区进行等温数天，例如CN103451549B等。本发明通过利用合理设计化学元素成分、控轧控冷以及利用微合金元素的强韧化机制等方法，达到了缩短生产周期，优化制备工艺的目的。
发明内容
本发明针对现有技术存在的不足，提供一种低碳纳米贝氏体钢及其制备方法，组织构成主要由贝氏体组成，含有少量残余奥氏体，其中贝氏体铁素体板条尺寸在80-100nm，少量的残余奥氏体细小且均匀分布。该材料具有超高的强度和良好的塑性和韧性，满足技术装备和工程结构制造用钢的需求。
本发明解决上述技术问题的技术方案如下：一种低碳纳米贝氏体钢，所述低碳纳米贝氏体钢的化学成分为：C 0.15-0.30％、Si 1.6-1.9％、Mn 1.8-2.3％、Cr 0.7-0.9％、Mo 0.2-0.3％、P≤0.010％、S≤0.010％、Nb 0.03-0.08％，余量为Fe及不可避免的杂质。
进一步的，所述低碳纳米贝氏体钢的化学成分为：C 0.20-0.25％、Si 1.5-1.8％、Mn1.8-2.2％、Cr 0.7-0.8％、Mo 0.2-0.25％、P≤0.010％、S≤0.010％、Nb 0.03-0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质。
进一步的，所述低碳纳米贝氏体钢中还包括V和Ti中的一种或两种组合，所述V和Ti总含量不高于0.3％。
进一步的，所述低碳纳米贝氏体钢的抗拉强度≥2000MPa，屈服强度≥1700MPa，断后伸长率≥10％，常温冲击功KV2≥30J，硬度≥600HV10。
进一步的，所述低碳纳米贝氏体钢的微观组织由80-100nm厚的贝氏体铁素体和残余奥氏体组成。
本发明还公开了所述低碳纳米贝氏体钢的制备方法，所述的制备方法包括如下步骤：
S1、按照化学成分称取原料，进行冶炼、铸造，将铸坯加热到奥氏体化温度并等温处理；
S2、出炉后的铸坯进行第一次轧制，再结晶区轧制，随后进行第二次轧制，未再结晶区轧制，第二次轧制后，以未再结晶终轧温度进行炉内等温处理；然后油冷，终冷温度为Ar3+20℃以上，随后进行第三次轧制，第三次轧制的终轧温度在Ar3温度之上；
S3、将步骤S2制备的钢板再次采用油冷，终冷温度在贝氏体开始转变温度Bs与马氏体开始转变温度Ms之间，终冷温度为：Bs～(Ms+50)℃；
S4、将步骤S3得到的钢板进行缓慢冷却，并进行等温处理，等温温度为(Ms+5)～(Ms+10)℃；
S5、等温结束后随炉冷却至室温，即得到所述的低碳纳米贝氏体钢。
进一步的，步骤S1中，将厚120-150mm铸坯加热到奥氏体化温度并等温处理1.5-2小时。
进一步的，步骤S2中，第一次轧制的压下量≥50％，第一次轧制的温度范围为1000～1150℃；
第二次轧制的压下量≥60％，第二次轧制温度范围为880～950℃，第二次轧制后得到厚度20-30mm钢板，第二次轧制后的等温处理时间为5-8分钟。
进一步的，步骤S2中，第三次轧制的温度范围为820～860℃，第三次轧制后得到厚度12-16mm钢板。
进一步的，步骤S2、S3中，油冷的冷却速率为5-15℃/s；
步骤S3的终冷温度为320-350℃；
步骤S4的等温温度为318～323℃，步骤S4的等温处理时间为8-10小时，步骤S4中的缓慢冷却速率为0.5～1℃/s。
本发明的有益效果是：
(1)所述低碳纳米贝氏体钢的化学组成中，添加适量C元素，可以提高材料的强度，降低贝氏体开始转变温度和马氏体开始转变温度，但不会对材料的焊接性能产生影响；
添加适量Si元素，有利于抑制奥氏体中碳化物的析出，避免渗碳体在贝氏体铁素体板条间形成，同时高Si含量富碳奥氏体具有很强的稳定性，在贝氏体相变过程中以薄膜状残余奥氏体的形式分布在板条间，提高钢材韧性；
添加适量Cr元素，增加钢材的淬透性，可以减小临界冷却速度，为贝氏体转变提供较宽的冷却速度范围，促进贝氏体相变；
添加适量Mo元素，可以提高淬透性，同时能够促进Mo、Nb、C等元素形成复杂细小的第二相粒子，这是由于Mo的加入使得第二相粒子周围基体中碳和其他元素难以进入，阻碍了第二相粒子的长大，有效抑制奥氏体再结晶，达到细化晶粒的目的；
添加适量Nb元素，可以实现提高钢材强韧化作用的目的，Nb元素的上限量，可以避免未固溶Nb的复杂相在奥氏体化阶段过分长大，对钢材的性能造成危害；Nb的用量与两阶段轧制-等温-再轧制的工艺方案配合，促进第二相析出，可以达到细化晶粒，提高强韧性的目的。
(2)本发明合理配比各元素并添加Nb，Nb元素具有细化晶粒作用和提高强韧性的效果，Nb在控轧控冷中起到重要作用：
在奥氏体化加热或保温时，固溶Nb溶质原子拖拽效应与Nb析出相钉扎共同作用；
Nb元素能显著地推迟奥氏体的再结晶，能使T再提高，使未再结晶区的范围变宽，Nb元素对再结晶过程起到抑制作用，提高再结晶温度，降低Ar3温度，抑制奥氏体的晶粒长大，达到晶粒细化的目的；
冷却过程中Nb与C等元素形成复杂且细小的析出相，发挥沉淀强化的作用。
利用Nb在中低碳纳米级贝氏体钢中的强韧化影响，使其发挥固溶强化和沉淀强化作用，从而达到细化晶粒，实现提高强度兼顾韧性的目的，在超高强度结构用钢的生产与发展中起到举足轻重的现实意义和实用价值。
(3)第一次轧制的温度控制在再结晶温度区间，在形变奥氏体完全再结晶温度以上进行轧制变形可以使各轧制道次均发生再结晶细化，从而得到十分细小的奥氏体晶粒组织。
第二次轧制的温度控制在未再结晶温度区间，未再结晶轧制可以获得更加细小的晶粒组织和较大程度地提高钢的强韧性。因为钢在经过再结晶区的轧制之后，晶粒的细化是有一个限度的。就是说，在再结晶区中轧制，不管变形量多大，再结晶奥氏体的晶粒尺寸都只能细化到一定程度，在未再结晶区中变形能使形核场地和形核率增大，因此在相变后便能获得微细的晶粒组织。
要实现上述两阶段轧制，必须具有较宽的未再结晶区，即必须有较高的再结晶温度(T再)和较低的Ar3温度，Nb元素能显著地推迟奥氏体的再结晶，能使T再提高，使未再结晶区的范围变宽。
(4)第二次轧制后进行炉内等温处理，有利于Nb、Mo等复杂碳化物作为第二相粒子的析出。未再结晶区轧制可发生变形诱导析出。由于变形的驱动，析出物的析出温度升高，析出速度增加。在未再结晶区析出细小的第二相粒子对晶界和亚晶界起到钉扎作用，抑制了晶粒的长大，从而达到细化晶粒的作用，对提高韧性很有利，而且还能间接地起到强化的作用。
第二次轧制后的等温处理时间过短，第二相粒子析出不明显；等温时间过长，第二相粒子粗大不利于细化晶粒，对机械性能有损害，本发明的等温处理时间为5-8分钟，有利于得到韧性高，强度大的产品。
(5)第三次轧制的温度控制在Ar3以上，基于前两次轧制和等温析出作用，第三次轧制将一定程度细化的奥氏体继续给予轧制变形，增加更多单位体积中奥氏体的晶界面积，从而在晶内产生大量的形变带和高密度位错。这些形变带与晶界的作用相似，均可作为相变时形核的场所。相变前奥氏体的位错密度高，相变时形核率就增大，相变后便能获得更细的晶粒组织。
(6)先油冷至Bs～(Ms+50)℃再缓冷至等温温度保温的方法，防止冷速过快大量组织转变为马氏体。
本发明通过利用合理设计化学元素成分、控轧控冷以及利用微合金元素的强韧化机制等方法，达到了缩短生产周期，优化制备工艺的目的。
附图说明
图1为本发明工艺示意图；
图2为实施例1的贝氏体钢的扫描电镜组织图像；
图3为实施例1的贝氏体钢的透射电镜图像；
图4为实施例1的第二相粒子析出情况图；
图5为对比例3的第二相粒子析出情况图；
图6为对比例4的第二相粒子析出情况图；
图7为实验钢的TTT曲线；
图8为实验钢的CCT曲线。
具体实施方式
下面对本发明的具体实施方式做详细说明。本发明能够以很多不同于在此描述的其它方式来实施，本领域技术人员可以在不违背本发明内涵的情况下做类似改进，因此本发明不受公开的具体实施例的限制。
除非另有定义，本文所使用的所有技术和科学术语与本发明所属技术领域的技术人员通常理解的含义相同。所使用的术语只为描述具体实施方式，不为限制本发明。
如图1所示，本发明所述一种低碳纳米贝氏体钢的制备工艺方法，包括如下步骤：
S1、按照化学成分称取原料，进行冶炼、铸造，将铸坯加热到奥氏体化温度并等温处理；
本实施例中，将厚120-150mm铸坯加热到奥氏体化温度并等温处理1.5-2小时。
S2、出炉后的铸坯进行第一次轧制，再结晶区轧制，随后进行第二次轧制，未再结晶区轧制，第二次轧制后，以未再结晶终轧温度进行炉内等温处理；然后油冷，终冷温度为Ar3+20℃以上，随后进行第三次轧制，第三次轧制的终轧温度在Ar3温度之上；
本实施例中，第一次轧制的压下量≥50％，第一次轧制的温度范围为1000～1150℃；第二次轧制的压下量≥60％，第二次轧制温度范围为880～950℃，第二次轧制后得到厚度20-30mm钢板，第二次轧制后的等温处理时间为5-8分钟；第三次轧制的温度范围为820～860℃，第三次轧制后得到厚度12-16mm钢板，油冷的冷却速率为5-15℃/s。
S3、将步骤S2制备的钢板再次采用油冷，终冷温度在贝氏体开始转变温度Bs与马氏体开始转变温度Ms之间，终冷温度为；Bs～(Ms+50)℃；
本实施例中，油冷的冷却速率为5-15℃/s；终冷温度为320-350℃；
S4、将步骤S3得到的钢板进行缓慢冷却(冷却速率：0.5～1℃/s)，并进行等温处理，等温温度为(Ms+5)～(Ms+10)℃；
本实施例中，等温温度为318～323℃；等温处理时间为8-10小时。
S5、等温结束后随炉冷却至室温，即得到所述的低碳纳米贝氏体钢。
然后对低碳纳米贝氏体钢的力学性能进行测量。
实施例1
低碳纳米贝氏体钢的制备：
S1、按照表1中化学成分称取原料，进行冶炼、铸造，将150mm厚铸坯加热到奥氏体化温度1150℃并等温2小时；
表1实施例1铸坯的成分(wt.％)
S2、出炉后的铸坯进行第一次轧制，再结晶区轧制，再结晶阶段开轧温度为
1050℃，再结晶阶段的终轧温度为1000℃，压下量50％；
随后进行第二次轧制，未再结晶区轧制，未再结晶阶段开轧温度940℃，未再结晶阶段终轧温度880℃，压下量≥65％，以未再结晶终轧温度880℃进行炉内等温处理8分钟，此时的第二相粒子析出情况如图4所示，采用再结晶与未再结晶两阶段轧制轧成20mm厚钢板；
然后进行油冷，冷却速度为10℃/s，油冷终温为860℃，随后进行第三次轧制，第三次轧制的终轧温度为820℃，将钢板轧制成12mm厚钢板；
S3、将步骤S2制备的钢板再次采用油冷，热轧钢板以10℃/s的冷却速率冷却至350℃；
S4、待温度稳定后缓冷至320℃，并等温处理8小时；
S5、等温结束后随炉冷却至室温，即得到所述的低碳纳米贝氏体钢。
本实施例制得的低碳纳米贝氏体钢的力学性能见表2。
表2实施例1纳米贝氏体钢的力学性能
本实施例制得的纳米贝氏体钢的扫描电镜组织见图2，主要组织为贝氏体组织，其余组织以残余奥氏体为主。
本实施例制得的纳米贝氏体钢的透射电镜图像见图3，贝氏体铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
实施例1对按照设计的化学成分合金进行控轧控冷，在贝氏体转变区间320℃等温8h。可以看出力学性能均达到所要求的性能指标：抗拉强度为2152MPa，屈服强度为1806MPa，断后伸长率为10.5％，常温冲击功为31J，硬度为620HV10。组织为纳米级板条贝氏铁素体和细小的残余奥氏体，其中板条贝氏铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
本实施例1钢材的TTT曲线和CCT曲线如图7和图8所示。从图7可看出本钢材有较宽的贝氏体转变温度区间：312～484℃，其中422℃为“鼻尖”温度，本钢材相变温度如下表：
从图8可以看出：贝氏体“鼻尖”温度以下的相变孕育期表现为缩短的趋势，“鼻尖”温度以上则表现为相反的趋势，这说明低温区利于实验钢的贝氏体转变，增大贝氏体转变程度，促进贝氏体转变的进行。
实施例2
低碳纳米贝氏体钢的制备：
S1、按照表3中化学成分称取原料，进行冶炼、铸造，将150mm厚铸坯加热到奥氏体化温度1200℃并等温2小时；
表3实施例2铸坯的成分(wt.％)
S2、出炉后的铸坯进行第一次轧制，再结晶区轧制，再结晶阶段开轧温度为
1100℃，再结晶阶段的终轧温度为1000℃，压下量50％；
随后进行第二次轧制，未再结晶区轧制，未再结晶阶段开轧温度950℃，未再结晶阶段终轧温度885℃，压下量≥60％，以未再结晶终轧温度885℃进行炉内等温处理8分钟，采用再结晶与未再结晶两阶段轧制轧成30mm厚钢板；
然后进行油冷，冷却速度为10℃/s，油冷终温为860℃，随后进行第三次轧制，第三次轧制的终轧温度为830℃，将钢板轧制成12mm厚钢板；
S3、将步骤S2制备的钢板再次采用油冷，热轧钢板以10℃/s的冷却速率冷却至350℃；
S4、待温度稳定后缓冷至320℃，并等温处理8小时；
S5、等温结束后随炉冷却至室温，即得到所述的低碳纳米贝氏体钢。
本实施例制得的纳米贝氏体钢的力学性能见表4。
表4实施例2纳米贝氏体钢的力学性能
按照表3和上述工艺方案制得的纳米贝氏体钢，主要组织为贝氏体组织，其余组织以残余奥氏体为主。贝氏体铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
实施例2对按照设计的化学成分合金进行控轧控冷，在贝氏体转变区间320℃等温8h。可以看出力学性能均达到所要求的性能指标：抗拉强度为2015MPa，屈服强度为1742MPa，断后伸长率为11.0％，常温冲击功为32J，硬度为611HV10。组织为纳米级板条贝氏铁素体和细小的残余奥氏体，其中板条贝氏铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
实施例3
低碳纳米贝氏体钢的制备：
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，步骤S2中，以未再结晶终轧温度880℃进行炉内等温处理时间为5分钟。
本实施例制得的纳米贝氏体钢的力学性能见表5。
表5实施例3纳米贝氏体钢的力学性能
实施例3对按照设计的化学成分合金进行控轧控冷，在贝氏体转变区间320℃等温8h。可以看出力学性能均达到所要求的性能指标：抗拉强度为2105MPa，屈服强度为1755MPa，断后伸长率为11.0％，常温冲击功为34J，硬度为615HV10。组织为纳米级板条贝氏铁素体和细小的残余奥氏体，其中板条贝氏铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
实施例4
低碳纳米贝氏体钢的制备：
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，步骤S2和S3中，油冷的冷却速度为5℃/s。
本实施例制得的纳米贝氏体钢的力学性能见表6。
表6实施例4纳米贝氏体钢的力学性能
实施例4对按照设计的化学成分合金进行控轧控冷，在贝氏体转变区间320℃等温8h。可以看出力学性能均达到所要求的性能指标：抗拉强度为2135MPa，屈服强度为1768MPa，断后伸长率为10.5％，常温冲击功为32J，硬度为617HV10。组织为纳米级板条贝氏铁素体和细小的残余奥氏体，其中板条贝氏铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
实施例5
低碳纳米贝氏体钢的制备：
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，步骤S2和S3中，油冷的冷却速度为15℃/s。
本实施例制得的纳米贝氏体钢的力学性能见表7。
表7实施例5纳米贝氏体钢的力学性能
实施例5对按照设计的化学成分合金进行控轧控冷，在贝氏体转变区间320℃等温8h。可以看出力学性能均达到所要求的性能指标：抗拉强度为2160MPa，屈服强度为1810MPa，断后伸长率为10.0％，常温冲击功为30J，硬度为621HV10。组织为纳米级板条贝氏铁素体和细小的残余奥氏体，其中板条贝氏铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
实施例6
低碳纳米贝氏体钢的制备：
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，步骤S4中，等温处理时间为10小时。
本实施例制得的纳米贝氏体钢的力学性能见表8。
表8实施例6纳米贝氏体钢的力学性能
实施例5对按照设计的化学成分合金进行控轧控冷，在贝氏体转变区间320℃等温10h。可以看出力学性能均达到所要求的性能指标：抗拉强度为2110MPa，屈服强度为1798MPa，断后伸长率为11.0％，常温冲击功为33J，硬度为615HV10。组织为纳米级板条贝氏铁素体和细小的残余奥氏体，其中板条贝氏铁素体的厚度方向尺寸为80-100nm。
对比例1
低碳贝氏体钢的制备：
S1、按照表9中化学成分称取原料，进行冶炼、铸造，将150mm厚铸坯加热到奥氏体化温度1200℃并等温2小时；
表9实施例1铸坯的成分(wt.％)
S2、出炉后的铸坯进行第一次轧制，再结晶区轧制，再结晶阶段开轧温度为
1100℃，再结晶阶段的终轧温度为1000℃，压下量54％；
随后进行第二次轧制，未再结晶区轧制，未再结晶阶段开轧温度950℃，未再结晶阶段终轧温度885℃，压下量≥65％，以未再结晶终轧温度885℃进行炉内等温处理8分钟，采用再结晶与未再结晶两阶段轧制轧成20mm厚钢板；
然后进行油冷，冷却速度为10℃/s，油冷终温为860℃，随后进行第三次轧制，第三次轧制的终轧温度为830℃，将钢板轧制成12mm厚钢板；
S3、将步骤S2制备的钢板再次采用油冷，热轧钢板以10℃/s的冷却速率冷却至350℃；
S4、待温度稳定后缓冷至320℃，并等温处理8小时；
S5、等温结束后随炉冷却至室温，即得到所述的低碳贝氏体钢。
本对比例1制得的试验钢的力学性能见表10。
表10对比例1试验钢的力学性能
本对比例制备的贝氏体钢，主要组织为粗大的贝氏体组织，其余组织以残余奥氏体为主，伴有少量马奥岛组织。
本对比例1对照实施例1合金成分，不添加Nb，采用相同的控轧控冷工艺，在贝氏体转变区间320℃等温8h。可以看出力学性能不能达到所要求的性能指标：抗拉强度为1720MPa，屈服强度为1544MPa，断后伸长率为13.5％，常温冲击功为40J，硬度为508HV10。组织为贝氏体、残余奥氏体和少量马奥岛构成，贝氏体粗大不再纤细，残余奥氏体呈块状，并有少量马奥岛不均匀的分布。
对比例2
采用实施例2相同的方法制备贝氏体钢，不同之处在于，原料的化学成分中不添加Nb。
本对比例2制得的试验钢的力学性能见表11。
表11对比例2试验钢的力学性能
本对比例2对照实施例2合金成分，不添加Nb，采用相同的控轧控冷工艺，在贝氏体转变区间320℃等温8h。可以看出力学性能不能达到所要求的性能指标：抗拉强度为1700MPa，屈服强度为1450MPa，断后伸长率为13.0％，常温冲击功为35J，硬度为502HV10。组织为贝氏体、残余奥氏体和少量马奥岛构成，贝氏体粗大不再纤细，残余奥氏体呈块状，并有少量马奥岛不均匀的分布。
从对比例1和对比例2的力学性能数据可以看出：钢中由于没有Nb的碳化物析出对过冷奥氏体造成的碳消耗，因此过冷奥氏体中碳含量略高、尺寸较大，320℃等温时具有一定的热稳定性，当出炉后，有一部分尺寸较大的过冷奥氏体由于稳定性不足而发生马氏体转变。添加Nb元素可细化贝氏体铁素体板条，提高板条的稳定性。
对比例3
采用实施例1相同的方法制备试验钢，不同之处在于，步骤S2中，以未再结晶终轧温度880℃进行炉内等温处理时间为3分钟。其中，第二次轧制后的第二相粒子析出情况如图5所示。
本对比例3制得的试验钢的力学性能见表12。
表12对比例3试验钢的力学性能
本对比例3和实施例1对比，第二次轧制后等温处理时间缩短。可以看出力学性能未达到所要求的性能指标：抗拉强度为1902MPa，屈服强度为1610MPa，断后伸长率为11.5％，常温冲击功为40J，硬度为552HV10。
另外，通过图4和图5的比对可以看出，当第二次轧制后，等温处理时间过短，第二相粒子析出不明显，Nb的第二相粒子对贝氏体钢强韧性的提高贡献不突出。
对比例4
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，步骤S2中，以未再结晶终轧温度880℃进行炉内等温处理时间为10分钟。其中，第二次轧制后的第二相粒子析出情况如图6所示。
本对比例4制得的试验钢的力学性能见表12。
表12对比例4试验钢的力学性能
本对比例4和实施例1对比，第二次轧制后等温处理时间延长。可以看出力学性能未达到所要求的性能指标：抗拉强度为1854MPa，屈服强度为1542MPa，断后伸长率为12.0％，常温冲击功为36J，硬度为539HV10。
另外，通过图4和图6的比对可以看出，当第二次轧制后，等温处理时间延长，第二相粒子粗大不利于细化晶粒，对机械性能有损害，不利于贝氏体钢的力学性能。
对比例5
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，步骤S2中未进行第三次轧制，其他操作条件相同。
本对比例5制得的试验钢的力学性能见表13。
表13对比例5试验钢的力学性能
本对比例5和实施例1对比，缺少第三次轧制。可以看出力学性能未达到所要求的性能指标：抗拉强度为1715MPa，屈服强度为1403MPa，断后伸长率为13.5％，常温冲击功为36J，硬度为508HV10。
从对比例5和实施例1的比对可以看出，第三次轧制工艺的设置有利于得到力学性能优异的纳米贝氏体钢。第三次轧制将一定程度细化的奥氏体继续给予轧制变形，增加更多单位体积中奥氏体的晶界面积，从而在晶内产生大量的形变带和高密度位错，这些形变带与晶界的作用相似，均可作为相变时形核的场所，相变前奥氏体的位错密度高，相变时形核率就增大，相变后便能获得更细的晶粒组织。
对比例6
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，步骤S2中未进行第二次轧制，第一次轧制结束后，直接油冷至860℃，进行第三次轧制，其他工艺条件相同。
本对比例6制得的试验钢的力学性能见表14。
表14对比例6试验钢的力学性能
本对比例6和实施例1对比，缺少第二次轧制。可以看出力学性能未达到所要求的性能指标：抗拉强度为1815MPa，屈服强度为1505MPa，断后伸长率为12.0％，常温冲击功为30J，硬度为529HV10。
从对比例6和实施例1的比对可以看出，第二次轧制工艺的设置有利于得到力学性能优异的纳米贝氏体钢。第二次轧制的温度控制在未再结晶温度区间，在未再结晶轧制可以获得更加细小的晶粒组织和较大程度地提高钢的强韧性。在未再结晶区中变形能使形核场地和形核率增大，因此在相变后便能获得微细的晶粒组织。
对比例7
采用实施例1相同的方法制备低碳纳米贝氏体钢，不同之处在于，第三次轧制后快速进行冷却得到贝氏体钢，其他工艺条件相同。
本对比例7制得的试验钢的力学性能见表15。
表15对比例7试验钢的力学性能
本对比例7和实施例1对比可以看出：本对比例7强度高于所要求的性能指标：抗拉强度为2450MPa，屈服强度为1956MPa，断后伸长率为9.5％，常温冲击功为18J，硬度为662HV10。
对比例7相比实施例的强度高，其原因是因为没有经过缓冷过程，导致部分组织直接转变为马氏体，强度升高的同时，塑性和韧性却受到损失。从对比例7和实施例1的比对可以看出，第三次轧制后先油冷再缓慢冷却有利于贝氏体的转变，避免马氏体的形成。
以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合穷举，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
对于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，本发明的保护范围以所附权利要求为准。
Claims (9)
1.一种低碳纳米贝氏体钢，其特征在于，所述低碳纳米贝氏体钢的化学成分为：C0.15-0.30％、Si 1.6-1.9％、Mn 1.8-2.3％、Cr 0.7-0.9％、Mo 0.2-0.3％、P≤0.010％、S≤0.010％、Nb 0.03-0.08％，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述低碳纳米贝氏体钢的抗拉强度≥2000MPa，屈服强度≥1700MPa，断后伸长率≥10％，常温冲击功KV2≥30J，硬度≥600HV10。
2.根据权利要求1所述一种低碳纳米贝氏体钢，其特征在于，所述低碳纳米贝氏体钢的化学成分为：C 0.20-0.25％、Si 1.5-1.8％、Mn 1.8-2.2％、Cr 0.7-0.8％、Mo 0.2-0.25％、P≤0.010％、S≤0.010％、Nb 0.03-0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述一种低碳纳米贝氏体钢，其特征在于，所述低碳纳米贝氏体钢中还包括V和Ti中的一种或两种组合，所述V和Ti总含量不高于0.3％。
4.根据权利要求1所述一种低碳纳米贝氏体钢，其特征在于，所述低碳纳米贝氏体钢的微观组织由80-100nm厚的贝氏体铁素体和残余奥氏体组成。
5.一种根据权利要求1-4任意一项所述一种低碳纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述的制备方法包括如下步骤：
S1、按照化学成分称取原料，进行冶炼、铸造，将铸坯加热到奥氏体化温度并等温处理；
S2、出炉后的铸坯进行第一次轧制，再结晶区轧制，随后进行第二次轧制，未再结晶区轧制，第二次轧制后，以未再结晶终轧温度进行炉内等温处理；然后油冷，终冷温度为Ar3+20℃以上，随后进行第三次轧制，第三次轧制的终轧温度在Ar3温度之上；
S3、将步骤S2制备的钢板再次采用油冷，终冷温度在贝氏体开始转变温度Bs与马氏体开始转变温度Ms之间，终冷温度为；Bs～(Ms+50)℃；
S4、将步骤S3得到的钢板进行缓慢冷却，并进行等温处理，等温温度为(Ms+5)～(Ms+10)℃；
S5、等温结束后随炉冷却至室温，即得到所述的低碳纳米贝氏体钢。
6.根据权利要求5所述一种低碳纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于，步骤S1中，将厚120-150mm铸坯加热到奥氏体化温度并等温处理1.5-2小时。
7.根据权利要求5所述一种低碳纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于，步骤S2中，第一次轧制的压下量≥50％，第一次轧制的温度范围为1000～1150℃；
第二次轧制的压下量≥60％，第二次轧制温度范围为880～950℃，第二次轧制后得到厚度20-30mm钢板，第二次轧制后的等温处理时间为5-8分钟。
8.根据权利要求5所述一种低碳纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于，步骤S2中，第三次轧制的温度范围为820～860℃，第三次轧制后得到厚度12-16mm钢板。
9.根据权利要求5所述一种低碳纳米贝氏体钢的制备方法，其特征在于，步骤S2、S3中，油冷的冷却速率为5-15℃/s；
步骤S3的终冷温度为320-350℃；
步骤S4的等温温度为318～323℃，步骤S4的等温处理时间为8-10小时，步骤S4中的缓慢冷却速率为0.5～1℃/s。
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Citations (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101613830A (zh) * | 2008-06-27 | 2009-12-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种热轧贝氏体钢轨及生产工艺 |
| CN103451549A (zh) * | 2013-09-17 | 2013-12-18 | 北京科技大学 | 一种2100MPa纳米贝氏体钢及其制备方法 |
| JP2016180139A (ja) * | 2015-03-23 | 2016-10-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度鋼板 |
| CN106834964A (zh) * | 2017-02-17 | 2017-06-13 | 武汉科技大学 | 一种低碳高强度含Cr纳米级贝氏体钢及其制备方法 |
| JP2017145467A (ja) * | 2016-02-18 | 2017-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
| CN110527908A (zh) * | 2019-09-06 | 2019-12-03 | 武汉科技大学 | 一种中碳微纳结构贝氏体钢及其热处理方法 |
| CN111763881A (zh) * | 2020-06-19 | 2020-10-13 | 钢铁研究总院 | 一种高强度低碳贝氏体耐火钢及其制备方法 |
| CN112981277A (zh) * | 2021-02-02 | 2021-06-18 | 北京科技大学 | 一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法 |
| CN112981215A (zh) * | 2021-02-02 | 2021-06-18 | 北京科技大学 | 一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法 |
| WO2021230079A1 (ja) * | 2020-05-11 | 2021-11-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 |
| WO2022206911A1 (zh) * | 2021-04-02 | 2022-10-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度≥1180MPa的低碳低合金Q＆P钢或热镀锌Q＆P钢及其制造方法 |
| WO2023032651A1 (ja) * | 2021-08-31 | 2023-03-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 |
-
2023
- 2023-07-07 CN CN202310830024.9A patent/CN116855829B/zh active Active
Patent Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101613830A (zh) * | 2008-06-27 | 2009-12-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种热轧贝氏体钢轨及生产工艺 |
| CN103451549A (zh) * | 2013-09-17 | 2013-12-18 | 北京科技大学 | 一种2100MPa纳米贝氏体钢及其制备方法 |
| JP2016180139A (ja) * | 2015-03-23 | 2016-10-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度鋼板 |
| JP2017145467A (ja) * | 2016-02-18 | 2017-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
| CN106834964A (zh) * | 2017-02-17 | 2017-06-13 | 武汉科技大学 | 一种低碳高强度含Cr纳米级贝氏体钢及其制备方法 |
| CN110527908A (zh) * | 2019-09-06 | 2019-12-03 | 武汉科技大学 | 一种中碳微纳结构贝氏体钢及其热处理方法 |
| WO2021230079A1 (ja) * | 2020-05-11 | 2021-11-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 |
| CN115461482A (zh) * | 2020-05-11 | 2022-12-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板、部件及其制造方法 |
| CN111763881A (zh) * | 2020-06-19 | 2020-10-13 | 钢铁研究总院 | 一种高强度低碳贝氏体耐火钢及其制备方法 |
| CN112981277A (zh) * | 2021-02-02 | 2021-06-18 | 北京科技大学 | 一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法 |
| CN112981215A (zh) * | 2021-02-02 | 2021-06-18 | 北京科技大学 | 一种热稳定性良好含铌纳米贝氏体钢的制备方法 |
| WO2022206911A1 (zh) * | 2021-04-02 | 2022-10-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度≥1180MPa的低碳低合金Q＆P钢或热镀锌Q＆P钢及其制造方法 |
| WO2023032651A1 (ja) * | 2021-08-31 | 2023-03-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN116855829A (zh) | 2023-10-10 |
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