CN118291857A - 一种铁素体贝氏体钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种铁素体贝氏体钢及其制备方法，属于钢材制备领域。以质量分数计，所述铁素体贝氏体钢的化学成分包括：C：0.18％～0.22％，Si：1.3％～1.8％，Mn：2.0％～2.5％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe及不可避免的杂质；以体积分数计，所述铁素体贝氏体钢的金相组织包括：铁素体贝氏体：50％～65％，回火马氏体：25％～30％，MA岛：1％～3％，残余奥氏体：7％～10％。通过减小粗大的MA岛和不稳定块状残余奥氏体，避免裂纹萌生源，解决了现有技术中的铁素体贝氏体钢的扩孔性和延伸率较差的技术问题。

Description

一种铁素体贝氏体钢及其制备方法

技术领域

本申请涉及钢材制备技术领域，尤其涉及一种铁素体贝氏体钢及其制备方法。

背景技术

随着先进高强钢板用途的不断扩大，对性能要求很高，不仅要有较高的强度还要同时具备良好的成形性。为了满足这些需求，近些年来，针对常规传统退火产线进行改良，建设新的专用产线，通过引入硬质相基体，提高组织均匀性，研发出具有高成形性的第三代先进高强度钢。虽然这些钢种相比于传统先进高强钢提高了成形性，但还是不能完全满足一些特定用户成形性需求。第三代相变诱发塑性高强钢组织包含铁素体贝氏体硬相基体﹑MA岛﹑块状和膜状残余奥氏体及少量回火马氏体。其中，粗大的M A岛可能会引发裂纹的萌生源，而不稳定的块状残余奥氏体易转变为脆性马氏体，导致二次裂纹的萌生和扩展，从而影响第三代相变诱发塑性高强钢的成形性。

基于以上现状，根据专用镀锌高强钢生产产线，寻找一种具有高延伸率和高扩孔性的贝氏体铁素体钢最佳生产方法，即设计合理的合金成分体系，随之确定与之相匹配的合理工艺方法，减少组织中恶化成形性的粗大的MA岛和块状残余奥氏体，从而获得优异扩孔性和延伸率。

发明内容

本申请提供了一种铁素体贝氏体钢及其制备方法，减小粗大的MA岛和不稳定块状残余奥氏体，避免裂纹萌生源，以解决现有技术中的铁素体贝氏体钢的扩孔性和延伸率较差的技术问题。

第一方面，本申请提供了一种铁素体贝氏体钢，以质量分数计，所述铁素体贝氏体钢的化学成分包括：C：0.18％～0.22％，Si：1.3％～1.8％，Mn：2.0％～2.5％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe及不可避免的杂质；

以体积分数计，所述铁素体贝氏体钢的金相组织包括：铁素体贝氏体：50％～65％，回火马氏体：25％～30％，MA岛：1％～3％，残余奥氏体：7％～10％。

可选的，所述铁素体马氏体钢的厚度为1.0mm～2.0mm。

可选的，所述铁素体贝氏体钢满足如下至少一种性能：屈服强度为700MPa～850MPa，抗拉强度980MPa～1100MPa，延伸率为19％～22％，扩孔率为55％～65％。

第二方面，本申请提供了一种第一方面中任意一项实施例所述的铁素体贝氏体钢的制备方法，所述方法包括：

将具有所述化学成分的所述钢液进行连铸，得到板坯；

将所述板坯进行热轧以及冷轧，得到冷硬卷；

将所述冷硬卷进行热处理，得到钢卷；

将所述钢卷进行配分处理，得到铁素体贝氏体钢。

可选的，所述将所述冷硬卷进行热处理，得到钢卷，包括：

将所述冷硬卷进行连续三阶段的加热段处理，其中，第一加热段处理的参数包括：升温速率为8℃/s～12℃/s，以及段末温度为210℃～230℃；第二加热段处理的参数包括：升温速率为3℃/s～8℃/s，以及段末温度为640℃～660℃；第三加热段处理的参数包括：升温速率为1℃/s～4℃/s，以及段末温度为840℃～870℃；

将加热段处理后的所述冷硬卷在所述第三加热段处理的所述段末温度条件下进行保温段处理，所述保温段处理的时间为：60s～150s；

将保温段处理后的所述冷硬卷进行连续三阶段的冷却段处理，得到钢卷，其中，所述第一冷却段的参数包括：降温速率为2℃/s～6℃/s，以及段末温度为780℃～820℃；所述第二冷却段的参数包括：降温速率为20℃/s～30℃/s，以及段末温度为300℃～380℃；所述第三冷却段的参数包括：降温速率为50℃/s～60℃/s，以及段末温度为200℃～270℃。

可选的，所述配分处理的参数包括：保温温度为380℃～420℃，以及保温时间为60s～120s。

可选的，所述将所述板坯进行热轧以及冷轧，得到冷硬卷，包括：

将所述板坯进行加热、粗轧、精轧以及卷取，得到热轧卷；

将所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷。

可选的，所述加热的温度为1150℃～1280℃，所述精轧的结束温度为870℃～920℃，所述卷取的温度为550℃～620℃。

可选的，所述冷轧的总压下率为50％～60％。

可选的，所述将具有所述化学成分的钢液进行连铸，得到板坯之前，所述方法还包括：

通过转炉冶炼，得到具有所述化学成分的钢液；所述转炉冶炼的终点温度为1650℃～1670℃，所述转炉冶炼的脱氧剂包括：200kg/t·钢～800kg/t·钢的石灰、0～1000kg/t·钢的预熔渣和0～400kg/t·钢的萤石，所述转炉冶炼的出钢下渣量≤80mm，所述转炉冶炼的出钢时间为4min～9min。

本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：

本申请提供了一种铁素体贝氏体钢，通过采用高Si高Mn成分体系，获得铁素体贝氏体硬质基体，回火马氏体、膜状残余奥氏体和MA岛的混合细化组织的高强钢。该组织中铁素体贝氏体硬质相基体提供强度，膜状残余奥氏体TRIP效应提供了钢的延性，而细小均匀的整体组织提供高扩孔率。该组织整体比较均匀，不会引起局部应变集中，与第三代相变诱发塑性高强钢相比，粗大块状MA岛和不稳定的块状残余奥氏体含量明显减小。本发明提供的铁素体贝氏体钢的屈服强度为700MPa～850MPa，抗拉强度980MPa～1100MPa，延伸率为19％～22％，扩孔率为55％～65％。延伸率高，扩孔性能好，能满足汽车零部件对加工性能的特殊要求。

附图说明

此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。

为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本申请实施例提供的一种铁素体贝氏体钢的制备方法的流程示意图；

图2为本申请实施例提供的一种铁素体贝氏体钢的金相组织图。

具体实施方式

为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。

本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。

另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a，b，或c中的至少一项(个)”，或，“a，b，和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a，b，c，a-b(即a和b)，a-c，b-c，或a-b-c，其中a，b，c分别可以是单个，也可以是多个。

除非另有特别说明，本申请中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

本申请的创造性思路为：采用C-Si-Mn成分体系和高温加热-贝氏体转变-淬火配分退火工艺，获得贝氏体铁素体+回火马氏体硬质基体和膜状残余奥氏体混合细化组织的铁素体贝氏体钢。利用贝氏体转变过程获得一定含量的铁素体贝氏体硬质相，同时提高奥氏体中碳的富集。接下来通过淬火过程使部分不稳定的块状残余奥氏体转变为马氏体相。最后，通过配分过程获得回火马氏体和铁素体贝氏体，且使碳富集于奥氏体中进一步提高奥氏体稳定性，从而减小块状不稳定的残余奥氏体和粗大的MA岛含量，避免不稳定的块状残余奥氏体在应变过程中发生脆性马氏体转变及生成MA岛裂纹的萌生源。开发的硬相基体贝氏体铁素体钢相比于第三代铁素体贝氏体钢具有更优秀的延伸率和扩孔性。

本申请提供了一种铁素体贝氏体钢，以质量分数计，所述铁素体贝氏体钢的化学成分包括：C：0.18％～0.22％，Si：1.3％～1.8％，Mn：2.0％～2.5％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe及不可避免的杂质；

以体积分数计，所述铁素体贝氏体钢的金相组织包括：铁素体贝氏体：50％～65％，回火马氏体：25％～30％，MA岛：1％～3％，残余奥氏体：7％～10％。

在本申请实施方式中，各元素的作用如下：

C：C是最有效的固溶强化元素，是保证钢硬质相含量的最重要的元素，因此需要把C的重量百分含量控制在0.18％～0.22％以内，过小不能保证硬质相含量，很难达到所需强度，过大会恶化焊接性。示例性的，该C的含量可以为0.18％、0.19％、0.20％、0.21％、0.22％等。

Si：Si抑制渗碳体析出的重要元素，因此需要把Si的重量百分含量分别控制在1.3％％～1.8％。过小很难抑制渗碳体析出，导致产生少量的残余奥氏体，影响钢的延性，过大产生大量不稳定的残余奥氏体，恶化翻边性。示例性的，该Si的含量可以为1.3％、1.4％、1.5％、1.6％、1.7％、1.8％等。

Mn：Mn是固溶强化元素同时稳定奥氏体重要元素，因此本发明将Mn的重量百分含量控制在2.0％％～2.5％，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性和焊接性。示例性的，该Mn的含量可以为2.0％、2.1％、2.2％、2.3％、2.4％、2.5％等。

P：磷容易使钢的可塑性及韧性明显下降，因此含量要求尽可能低，需要控制P的重量百分含量控制在0.01％以下。示例性的，该P的含量可以为0.003％、0.004％、0.006％、0.008％、0.009％、0.01％等。

S：在钢中S是有害杂质元素，使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。因此控制S的重量百分含量在0.01％以下。示例性的，该S的含量可以为0.003％、0.004％、0.006％、0.008％、0.009％、0.01％等。

N：氮与碳一样，也是固溶元素。随着钢中N含量的增加，将导致其冲压加工性能变坏，同时，固溶N是造成镀锌板成品时效的主要原因，特别是对于平整后的应变时效作用，氮的影响尤其大，因此要求N尽量低。对本发明镀锡板来说，钢中的N含量应控制在0.004％以下。示例性的，该N的含量可以为0.001％、0.002％、0.003％、0.004％等。

在本申请实施方式中，铁素体贝氏体相为基体相。残余奥氏体为薄膜状，其均匀分散在铁素体贝氏体相基体中，减小硬质相和软质相硬度差异，使得铁素体贝氏体钢具有均匀的组织，同时钝化裂纹传播，从而改善了扩孔性能，还可以提高铁素体贝氏体钢的延伸率；相比第三代相变诱发塑性高强钢，明显减小粗大的MA岛和块状残余奥氏体，避免了裂纹萌生源。示例性的，该铁素体贝氏体的含量可以为50％、52％、55％、58％、60％、62％、65％等；该回火马氏体的含量可以为25％、26％、27％、28％、29％、30％等；该MA岛的含量可以为1％、1.2％、1.5％、1.8％、2.0％、2.5％、3％等；该残余奥氏体的含量可以为7％、8％、9％、10％等。

在一些实施方式中，所述铁素体马氏体钢的厚度为1.0mm～2.0mm。

示例性的，该铁素体马氏体钢的厚度可以为1.0mm、1.2mm、1.4mm、1.6mm、1.8mm、2.0mm等。

在一些实施方式中，所述铁素体贝氏体钢满足如下至少一种性能：屈服强度为700MPa～850MPa，抗拉强度980MPa～1100MPa，延伸率为19％～22％，扩孔率为55％～65％。

本申请开发的硬相基体贝氏体铁素体钢相比于第三代相变诱发塑性钢具有更优秀的延伸率和扩孔性。示例性的，该屈服强度可以为700MPa、720MPa、750MPa、780MPa、800MPa、820MPa、850MPa等；该抗拉强度可以为980MPa、1000MPa、1020MPa、1040MPa、1060MPa1、080MPa、1100MPa等；该延伸率可以为19％、20％、21％、22％等；该扩孔率可以为55％、58％、60％、62％、65％等。

图1为本申请实施例提供的一种铁素体贝氏体钢的制备方法的流程示意图。

请参见图1，本申请提供了一种铁素体贝氏体钢的制备方法，所述方法包括：

S1、将具有所述化学成分的所述钢液进行连铸，得到板坯；

在一些实施方式中，所述将具有所述化学成分的钢液进行连铸，得到板坯之前，所述方法还包括：

通过转炉冶炼，得到具有所述化学成分的钢液；所述转炉冶炼的终点温度为1650℃～1670℃，所述转炉冶炼的脱氧剂包括：200kg/t·钢～800kg/t·钢的石灰、0～1000kg/t·钢的预熔渣和0～400kg/t·钢的萤石，所述转炉冶炼的出钢下渣量≤80mm，所述转炉冶炼的出钢时间为4min～9min。

示例性的，该转炉冶炼的终点温度为1650℃、1655℃、1660℃、1665℃、1670℃等。

示例性的，石灰的用量可以为200kg/t·钢、300kg/t·钢、400kg/t·钢、500kg/t·钢、600kg/t·钢、700kg/t·钢、800kg/t·钢等，预熔渣的用量可以为0、200kg/t·钢、400kg/t·钢、600kg/t·钢、800kg/t·钢、1000kg/t·钢等，萤石的用量可以为0、50kg/t·钢、100kg/t·钢、200kg/t·钢、250kg/t·钢、300kg/t·钢、350kg/t·钢、400kg/t·钢等。

示例性的，该转炉冶炼的出钢下渣量可以为20mm、30mm、40mm、50mm、60mm、70mm、80mm等。

示例性的，该转炉冶炼的出钢时间可以为4min、5min、6min、7min、8min、9min等。

S2、将所述板坯进行热轧以及冷轧，得到冷硬卷；

在一些实施方式中，所述将所述板坯进行热轧以及冷轧，得到冷硬卷，包括：

将所述板坯进行加热、粗轧、精轧以及卷取，得到热轧卷；

将所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷。

在一些实施方式中，所述加热的温度为1150℃～1280℃，所述精轧的结束温度为870℃～920℃，所述卷取的温度为550℃～620℃。

控制板坯加热的温度为1150℃～1280℃的积极效果：板坯加热温度若低于1150℃不能使氮碳化物完全溶影响所需强度和延伸率，相反加热温度若高于1280℃恶化热加工塑性。示例性的，该板坯加热温度可以为1150℃、1180℃、1200℃、1220℃、1240℃、1260℃、1280℃等。

控制所述精轧的结束温度为870℃～920℃的积极效果：精轧结束温度若低于870℃在热轧过程中产生拉延的粗大的铁素体影响后续延伸率，相反精轧结束温度若高于920℃在热轧过程中导致粗大的奥氏体影响后续强度。示例性的，该精轧结束可以为870℃、880℃、890℃、900℃、910℃、920℃等。

控制所述卷取的温度为550℃～620℃的积极效果：卷取温度若低于550℃具有相对高的屈服强度。这使得在冷轧变形时轧制力增加，不利于进行冷轧工序。卷取温度若高于620℃使得热轧板出现因高Mn引起的带状组织，会增加后续加工难度。示例性的，该卷取温度可以为550℃、560℃、570℃、580℃、590℃、600℃、610℃、620℃等。

在一些实施方式中，所述冷轧的总压下率为50％～60％。

控制所述冷轧的总压下率为50％～60％的积极效果：冷轧总压下率不可过大，否则冷轧工艺难以进行；冷轧总压下率过小，达不到目标厚度。示例性的，该冷轧总压下率可以为50％、52％、55％、56％、58％、60％等。

S3、将所述冷硬卷进行热处理，得到钢卷；

在一些实施方式中，所述将所述冷硬卷进行热处理，得到钢卷，包括：

将所述冷硬卷进行连续三阶段的加热段处理，其中，第一加热段处理的参数包括：升温速率为8℃/s～12℃/s，以及段末温度为210℃～230℃；第二加热段处理的参数包括：升温速率为3℃/s～8℃/s，以及段末温度为640℃～660℃；第三加热段处理的参数包括：升温速率为1℃/s～4℃/s，以及段末温度为840℃～870℃；

将加热段处理后的所述冷硬卷在所述第三加热段处理的所述段末温度条件下进行保温段处理，所述保温段处理的时间为：60s～150s；

将保温段处理后的所述冷硬卷进行连续三阶段的冷却段处理，得到钢卷，其中，所述第一冷却段的参数包括：降温速率为2℃/s～6℃/s，以及段末温度为780℃～820℃；所述第二冷却段的参数包括：降温速率为20℃/s～30℃/s，以及段末温度为300℃～380℃；所述第三冷却段的参数包括：降温速率为50℃/s～60℃/s，以及段末温度为200℃～270℃。

在申请的实施方式中，通过第一加热段，使冷轧过程中产生的冷变形的铁素体发生回复。通过第二加热段实现带钢预氧化，避免含Si﹑Al等易氧化元素含量过高造成漏镀问题。通过第三加热段实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。示例性的，第一加热段的段末温度可以为210℃、215℃、220℃、225℃、230℃等，第一加热段的升温速率可以为8℃/s、9℃/s、10℃/s、11℃/s、12℃/s等；第二加热段的段末温度可以为640℃、645℃、650℃、655℃、660℃等，第二加热段的升温速率可以为3℃/s、4℃/s、5℃/s、6℃/s、7℃/s、8℃/s，第三加热段的段末温度可以为840℃、845℃、850℃、855℃、860℃、865℃、870℃等，第三加热段的升温速率可以为1℃/s、2℃/s、3℃/s、3.5℃/s、4℃/s等。

保温过程可以实现全或部分奥氏体化，获得更多的奥氏体量。同时有效控制奥氏体晶粒，有效改善扩孔性。此加热过程中保温温度过高或保温时间过长导致粗大的奥氏体晶粒，会影响后续组织晶粒度，恶化钢的性能。相反保温温度过低或保温时间过短导致不均的原始组织，也会影响后续钢的性能。示例性的，该保温段温度可以为840℃、850℃、860℃、870℃等，保温段的时间可以为60s、70s、80s、90s、100s、120s、140s、150s等。

第一冷却段使得奥氏体部分转移为铁素体，C、Mn等元素向奥氏体中聚集。第二冷却段过程中使得奥氏体部分转化为铁素体贝氏体相，进一步使C富集于奥氏体中。第三冷却段过程中使得部分不稳定的奥氏体进一步转化为马氏体相，补充不足的强度。此过程中形成的马氏体相提供形核位置，促进后续贝氏体转变。快冷温度过低，会降低残余奥氏体的含量，同时会降低残余奥氏体中的碳含量，使得钢获得超高的强度，但是恶化了延伸率，组织均匀性差，降低扩孔率；相反，快冷温度过高，提高MA岛含量，导致组织均匀性差，降低扩孔率。同时，降低残余奥氏体中的碳含量，影响延伸率。第三降温速率过快获得超高的强度而恶化延伸率，相反过慢得不到所需的硬质相马氏体含量。示例性的，该第一冷却段的降温速率为2℃/s、3℃/s、4℃/s、5℃/s、6℃/s等，该第一冷却段的段末温度可以为780℃、790℃、800℃、810℃、820℃等；该第二冷却段的降温速率可以为20℃/s、22℃/s、23℃/s、25℃/s、26℃/s、28℃/s、30℃/s等，该第二冷却段的段末温度可以为300℃、320℃、340℃、360℃、380℃等；该第三冷却段的降温速率可以为50℃/s、52℃/s、54℃/s、56℃/s、58℃/s、60℃/s等，该第三冷却段的段末温度可以为200℃、210℃、230℃、250℃、270℃等。

S4、将所述钢卷进行配分处理，得到铁素体贝氏体钢。

在一些实施方式中，所述配分处理的参数包括：保温温度为380℃～420℃，以及保温时间为60s～120s。

配分处理可使C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集，获得残余奥氏体含量和其碳含量良好匹配。配分温度过低，会降低残余奥氏体的含量，同时会降低残余奥氏体中的碳含量，使得钢获得超高的强度，但是恶化了延伸率，组织均匀性差，降低扩孔率；相反，配分温度过高，导致渗碳体析出，降低残余奥氏体的含量，同时降低残余奥氏体中的碳含量，影响延伸率，满足不了本发明实施例的钢的强度，组织均匀性差，扩孔率低。若保温时间过长，则导致部分碳化物析出，降低了残余奥氏体含量和残余奥氏体中的碳含量，从而使得钢的延性差，扩孔率高。相反保温时间过短C、Mn等元素无法进一步向奥氏体中聚集，也会降低残余奥氏体含量和残余奥氏体中的碳含量，也会降低钢的延性。示例性的，配分处理的保温温度可以为380℃、390℃、400℃、410℃、420℃等，保温时间可以为60s、70s、80s、90s、110s、120s等。

该铁素体贝氏体钢的制备方法的制备产品是上述铁素体贝氏体钢，该铁素体贝氏体钢的制备方法所制得的铁素体贝氏体钢的化学成分及微观组织可参照上述实施例，由于该铁素体贝氏体钢的制备方法采用了铁素体贝氏体钢实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有铁素体贝氏体钢实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。

再一方面，本发明实施例还提供了一种铁素体贝氏体钢的应用，将所述铁素体贝氏体钢作为基板用于制作镀锌板。

将上述获得的马氏体钢加热至镀锌温度450-460℃，镀锌结束后经气刀吹刮冷却至420-430℃；该过程中，通过加热尽量减少带钢在均衡段，炉鼻子和锌锅中的逗留时间，避免在高温下部分奥氏体分解；加热可以采用感应加热。

经过气刀到顶辊之间的前端空冷配合后端风冷最后冷却至250-300℃，冷却速度约为6-9℃/s；该过程中，极少部分奥氏体相转变为马氏体。

下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照行业标准测定。若没有相应的行业标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。

实施例1-4及对比例1

实施例1-4及对比例1提供了一种铁素体贝氏体钢及其制备方法，其制备过程具体如下：

S11、钢水冶炼后进行连铸，得到板坯，板坯的化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质；

S21、将板坯加热后，依次进行粗轧、精轧、层流冷却和卷取，得到热轧卷，加热、精轧和卷取的工艺控制如表2所示。将热轧卷酸洗后进行冷轧，得到冷轧卷，冷轧过程的压下率如表2所示；

S31、将冷轧卷依次进行第一加热、第二加热、第三加热、保温、第一冷却、第二冷却(气冷)、第三冷却(气冷)，得到热处理卷；该步骤中第一加热、第二加热、第三加热、保温、第一冷却、第二冷却、第三冷却的工艺控制如表4所示；

S41、将热处理卷在加热到配分温度下保温一段时间，进行时效处理，得到铁素体贝氏体钢；该步骤中的工艺控制如表4所示。

表1板坯的化学成分(wt)

表2热轧及冷轧的工艺参数

表3热处理及配分处理的工艺参数

对本发明实施例1-4以及对比例1提供的铁素体贝氏体钢进行组织检测，并根据国标(GB/T 228.1-2010)进行力学性能检测，结果如表4所示；并对其进行扩孔，统计扩孔不开裂样品的数量，并计算成品率如表4所示。

表4实施例1-4以及对比例1的铁素体贝氏体钢的金相结构和力学性能

表4中，λ为扩孔率，λ越高，表示铁素体贝氏体钢的扩孔性能越好。

从表4可以看出，本发明实施例1-4提供的铁素体贝氏体钢屈服强度为700MPa～850MPa，抗拉强度为980MPa～1100MPa，延伸率为19％～22％，扩孔率为55％～65％，扩孔性能好。

对比例1提供的第三代相变诱发塑性钢的组织为铁素体贝氏体﹑MA岛﹑回火马氏体和块状和膜状残余奥氏体，屈服强度为623MPa，抗拉强度为1008MPa，延伸率为19.5％，扩孔后成品率为40％，屈服强度和扩孔性能比本发明实施例1-4差。

图2为本发明实施例提供的铁素体贝氏体钢的金相组织图，由图2可以看出，本发明实施例提供的铁素体贝氏体钢的显微组织以铁素体贝氏体硬质相为基体，并含有薄膜状的残余奥氏体和回火马氏体。

本发明提供的一种铁素体贝氏体钢及其制备方法，采用高Si高Mn成分体系和高温加热-贝氏体转变-淬火配分模式，获得铁素体贝氏体硬质基体，回火马氏体、残余奥氏体和极少量MA岛的混合细化组织的高强钢。该组织中铁素体贝氏体硬质相基体提供强度，膜状残余奥氏体TRIP效应提供了钢的延性，而细小均匀的整体组织提供高扩孔率。该组织整体比较均匀，不会引起局部应变集中，与第三代相变诱发塑性钢相比，粗大块状MA岛和不稳定的块状残余奥氏体含量明显减小。本发明提供的铁素体贝氏体钢屈服强度为700MPa～850MPa，抗拉强度为980MPa～1100MPa，延伸率为19％～22％，扩孔率为55％～65％。扩孔性能好，能满足汽车零部件对加工性能的特殊要求。

以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种铁素体贝氏体钢，其特征在于，以质量分数计，所述铁素体贝氏体钢的化学成分包括：C：0.18％～0.22％，Si：1.3％～1.8％，Mn：2.0％～2.5％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe及不可避免的杂质；

以体积分数计，所述铁素体贝氏体钢的金相组织包括：铁素体贝氏体：50％～65％，回火马氏体：25％～30％，MA岛：1％～3％，残余奥氏体：7％～10％。

2.根据权利要求1所述的铁素体贝氏体钢，其特征在于，所述铁素体马氏体钢的厚度为1.0mm～2.0mm。

3.根据权利要求1所述的铁素体贝氏体钢，其特征在于，所述铁素体贝氏体钢满足如下至少一种性能：屈服强度为700MPa～850MPa，抗拉强度980MPa～1100MPa，延伸率为19％～22％，扩孔率为55％～65％。

4.一种权利要求1-3中任意一项所述的铁素体贝氏体钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：

将具有所述化学成分的所述钢液进行连铸，得到板坯；

将所述板坯进行热轧以及冷轧，得到冷硬卷；

将所述冷硬卷进行热处理，得到钢卷；

将所述钢卷进行配分处理，得到铁素体贝氏体钢。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述将所述冷硬卷进行热处理，得到钢卷，包括：

将所述冷硬卷进行连续三阶段的加热段处理，其中，第一加热段处理的参数包括：升温速率为8℃/s～12℃/s，以及段末温度为210℃～230℃；第二加热段处理的参数包括：升温速率为3℃/s～8℃/s，以及段末温度为640℃～660℃；第三加热段处理的参数包括：升温速率为1℃/s～4℃/s，以及段末温度为840℃～870℃；

将加热段处理后的所述冷硬卷在所述第三加热段处理的所述段末温度条件下进行保温段处理，所述保温段处理的时间为：60s～150s；

将保温段处理后的所述冷硬卷进行连续三阶段的冷却段处理，得到钢卷，其中，所述第一冷却段的参数包括：降温速率为2℃/s～6℃/s，以及段末温度为780℃～820℃；所述第二冷却段的参数包括：降温速率为20℃/s～30℃/s，以及段末温度为300℃～380℃；所述第三冷却段的参数包括：降温速率为50℃/s～60℃/s，以及段末温度为200℃～270℃。

6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述配分处理的参数包括：保温温度为380℃～420℃，以及保温时间为60s～120s。

7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述将所述板坯进行热轧以及冷轧，得到冷硬卷，包括：

将所述板坯进行加热、粗轧、精轧以及卷取，得到热轧卷；

将所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷。

8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述加热的温度为1150℃～1280℃，所述精轧的结束温度为870℃～920℃，所述卷取的温度为550℃～620℃。

9.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述冷轧的总压下率为50％～60％。

10.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述将具有所述化学成分的钢液进行连铸，得到板坯之前，所述方法还包括：

通过转炉冶炼，得到具有所述化学成分的钢液；所述转炉冶炼的终点温度为1650℃～1670℃，所述转炉冶炼的脱氧剂包括：200kg/t·钢～800kg/t·钢的石灰、0～1000kg/t·钢的预熔渣和0～400kg/t·钢的萤石，所述转炉冶炼的出钢下渣量≤80mm，所述转炉冶炼的出钢时间为4min～9min。