[發明專利]1300MPa級超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼及其制備方法

有效

• 申請號: 201611130256.X
• 申請日: 2016-12-09
• 公開（公告）號: CN106868398B
• 公開（公告）日: 2018-11-30
• 發明（設計）人: 王天生;賈鑫;孫佳振;賀延明;趙敬
• 申請（專利權）人: 燕山大學
• 主分類號: C22C38/04
• 分類號: C22C38/04;C22C38/02;C22C38/58;C22C38/44;C21D8/02
• 代理公司: 石家莊眾志華清知識產權事務所(特殊普通合伙) 13123
• 代理人: 墨偉;彭競馳

本發明公開了一種1300MPa級超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼及其制備方法，屬于鋼鐵材料工程領域。所述雙相鋼的化學成分按重量百分比為：C 0.28~0.32、Si 1.7~2.1、Mn 1.5~1.7、Cr1.1~1.4、Ni 0.8~1.2、W 0.6~0.8、P≤0.02、S≤0.02，其余為Fe和不可必避免的雜質；其金相組織為超細晶鐵素體和低溫貝氏體，其中超細晶鐵素體的晶粒尺寸為0.5~2μm、體積含量為20~35%。將中碳含硅低合金鋼淬火馬氏體組織加熱到A_c1以下溫度，保溫后出爐進行軋制變形，然后加熱至“α+γ”兩相區部分奧氏體化，再放入溫度稍高于兩相區奧氏體的馬氏體開始點的鹽浴爐中進行等溫貝氏體轉變，空冷至室溫。

技術領域

本發明屬于鋼鐵材料工程領域，涉及一種雙相鋼及其制備方法，特別是一種1300MPa級超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼及其制備方法。

背景技術

傳統鐵素體/馬氏體雙相鋼屈強比較低，初始加工硬化速率高且塑韌性良好。但由于鐵素體和馬氏體間強度差異較大，微裂紋容易沿著鐵素體/馬氏體相界面擴展擴，從而導致擴孔性能不佳，在擴孔翻邊工序中常出現開裂。而鐵素體/貝氏體雙相鋼則是用韌性更好的貝氏體替代了馬氏體，具有比鐵素體/馬氏體雙相鋼更好的翻邊和擴孔性能，以及更好的拉伸性能和沖擊韌性，更適于制造形狀復雜的汽車零部件（如車輪、底盤、懸掛等）、工程機械零部件和抗大應變管線。

目前，鐵素體/貝氏體雙相鋼主要用低碳低合金鋼（包括微合金化和非微合金化的）通過控軋控冷的方法制備，制備方法已在多項專利中公開，例如申請號為200910169738.X的中國專利公開了一種高抗拉強度熱軋鐵素體貝氏體雙相鋼及其制造方法，該抗拉強度在514~535MPa之間，屈強比在0.63以上，但是在抗拉強度還是比較低，韌性不夠。為了獲得具有更優異綜合力學性能的鐵素體/貝氏體雙相鋼，科研工作者分別對其鐵素體和貝氏體組織進行了深入的研究和改善。首先將鐵素體組織進行細化，使鐵素體晶粒尺寸細化至微米級(1~4 μm)，即超細鐵素體組織，超細鐵素體因其較高的強度而使雙相鋼性能提高；其次貝氏體組織也在不斷改進，無碳化物貝氏體、低溫貝氏體等具有優異強韌性的貝氏體組織也逐步被運用到雙相鋼中，超細鐵素體和高強韌貝氏體結合的雙相鋼成為當今科研學者研究的重點和熱點。

發明內容

本發明要解決的技術問題提供一種工藝簡單、制備效率高、易于精確控制、質量穩定性高的1300MPa級超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼及其制備方法，其將中碳含硅低合金鋼淬火馬氏體組織加熱到A_c1以下溫度，保溫后出爐進行溫軋或冷軋變形，然后加熱至“α+γ”兩相區部分奧氏體化，再放入溫度稍高于兩相區奧氏體的馬氏體開始點的鹽浴爐中進行等溫貝氏體轉變，空冷至室溫，得到超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相組織。其工藝簡單，形成的雙相鋼具有超高強度和良好塑性。

為解決上述技術問題，本發明采用的技術方案是：

一種1300MPa級超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼，其化學成分按重量百分比為：C0.28~0.32、Si 1.7~2.1、Mn 1.5~1.7、Cr1.1~1.4、Ni 0.8~1.2、W 0.6~0.8、P≤0.02、S≤0.02，其余為Fe和不可必避免的雜質；其金相組織為超細晶鐵素體和低溫貝氏體，其中超細晶鐵素體的晶粒尺寸為0.5~2μm、體積含量為20~35%，低溫貝氏體的板條尺寸為75~300 nm。

所述1300MPa級超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼抗拉強度不小于1300 MPa，屈強比為0.50~0.65，延伸率不小于12%。

本發明還提供了兩種上述1300MPa級超細晶鐵素體/低溫貝氏體雙相鋼的制備方法，其中一種方法包括以下步驟：

A、煉鋼：按照鋼材的設計要求計算投料比例、熔煉、并澆注成鋼錠；