專利名稱：一種高強韌性復相鋼及其熱處理方法
技術領域：
本發(fā)明屬于合金鋼生產(chǎn)工藝技術領域，具體涉及一種低合金超高強韌性復相鋼及其生產(chǎn)工藝。
背景技術：
目前，具有較低強塑積的第一代汽車鋼(如DP鋼、TRIP鋼)已經(jīng)不能滿足汽車工業(yè)未來發(fā)展對輕量化和高安全的雙重要求。第二代汽車用鋼(如TWIP鋼)的強塑積遠遠高于第一代汽車用鋼，具有非常高的碰撞吸能能力與良好的成型能力。但是相比于合金含量小于5%的第一代汽車用鋼，其總合金含量高達25%以上，導致其成本較高、工藝性能較差及冶金生產(chǎn)困難較大。為了滿足節(jié)約資源、降低成本、汽車輕量化和提高安全性的要求，迫切需要研發(fā)具有成本接近第一代汽車用鋼而性能接近第二代汽車用鋼的低成本高強高塑第三代汽車用鋼。Q&P鋼是近幾年發(fā)展起來的具有較高強度和韌性的第三代汽車用鋼。其基本原理是含Si或(和)Al的鋼件先經(jīng)奧氏體化后淬火至MiTMf (Ms為馬氏體轉變開始溫度，Mf為馬氏體轉變結束溫度)之間的某一溫度，即形成一定數(shù)量的馬氏體和殘余奧氏體，再在該初始淬火溫度或者Ms以上某一溫度停留一段時間，使碳由馬氏體向殘余奧氏體分配，此時馬氏體中的碳含量下降，奧氏體中的碳含量升高，從而使殘余奧氏體富碳且能夠穩(wěn)定至室溫，最后獲得由馬氏體和殘余奧氏體組成的復合組織，從而獲得較高的強度和韌性，即良好的綜合力學性能。然而，隨著汽車工業(yè)的發(fā)展，對先進高強鋼的強度和韌性提出了越來越高的要求。所得到的Q&P鋼雖然強度較高，但其塑性較差。另外，由于其強度較高，大大削弱了其焊接性能。因此，從提高鋼的強韌性和焊接性，以及節(jié)約資源、降低成本的角度考慮，進一步提高Q&P鋼的綜合性能具有重要 意義。經(jīng)對現(xiàn)有技術的文獻檢索發(fā)現(xiàn),徐祖耀院士在International Heat Treatmentand Surface Engineering, 2008, 2 (2)，64-68.上發(fā)表 “Quenching-partitioning-tempering (Q-P-T)process for ultra-high strength steel，，一文，闡述了淬火-碳分配-回火(Q-P-T)工藝的原理，利用的是碳化物析出強化來提高鋼的強度，最后獲得了馬氏體、殘余奧氏體和碳化物的復相組織。檢索中還發(fā)現(xiàn)，專利號為200810033295. 7的中國專利，該專利獲得了馬氏體、殘余奧氏體和納米貝氏體的三相組織，利用低溫長時間處理得到的納米貝氏體來進一步提高鋼的綜合力學性能。最近，J. G. Speer等在Metallurgicaland Materials Transactions A, 2011,42 (12), 3652-3659.上發(fā)表“Quenched andPartitioned Microstructures Produced via Gleeble Simulations of Hot-Strip MillCooling Practices”一文，指出通過在高溫熱軋來提高Q&P鋼的強韌性是有效的，但沒有引入鐵素體組織?？傊?，以上研究都沒有引入鐵素體組織且同時使組織細化來提高鋼的強韌性。

發(fā)明內容
本發(fā)明克服現(xiàn)有技術存在的不足，所要解決的技術問題為提供了一種低合金超高強韌性復相鋼及其熱處理方法，實現(xiàn)了變形、相變和碳分配相結合的高強度鋼設計思想，利用形變誘導鐵素體區(qū)變形來細化晶粒，利用Q&P工藝實現(xiàn)對硬相馬氏體和軟相殘余奧氏體的調控，增加鋼的強度的同時又保證其具有良好的韌性，而且實現(xiàn)了低合金化，成本低廉。為了解決上述技術問題，本發(fā)明采用的技術方案為一種高強韌性復相鋼，包含的組分及重量百分比含量為C 0. 10%-0. 25%, S1:0. 5%-1. 0%, Mn :1. 2%-1. 8%, Ti O. 01%-0. 05%, B 0. 001%-0. 003%, S :彡 O. 01%, P :彡 O. 01%，其余為 Fe。一種高強韌性復相鋼的熱處理方法，主要包括以下步驟
第一步，將鋼加熱到奧氏體化溫度860-1000°C，并保溫3-30min ；
第二步，將第一步得 到的鋼以50-100°C / s的速度快速冷卻到臨界溫度700-850°C，并在此溫度范圍內進行形變誘導相變，應變速率為O. 6-5^1,道次壓下量為51-80%，使得晶粒細化且生成形變誘導鐵素體；
第三步，將第二步得到的鋼淬入50-370°C的液體淬火介質中，以獲得馬氏體和殘余奧氏體組織，并在此溫度范圍內保溫5-600S實現(xiàn)碳分配，使碳原子從過飽和馬氏體到未轉變奧氏體充分擴散，以穩(wěn)定奧氏體；
第四步，將第三步得到的鋼淬入室溫水中，獲得細板條位錯型馬氏體+細薄殘余奧氏體+形變誘導鐵素體的復相組織。所述第一步中的溫度為900°C，保溫時間為5min。所述第二步中，應變速率為I s_\道次壓下量為60%。所述第三步中，淬火溫度為300°C，保溫時間為60s。本發(fā)明與現(xiàn)有技術相比具有以下有益效果。本發(fā)明在不使用昂貴合金元素情況下，通過組織調控來進一步提高鋼的韌性和塑性。這是因為為要保證鋼的高強度，其基體組織需選擇馬氏體組織，該馬氏體組織應該以含有高密度位錯的細板條馬氏體為主，其次，在馬氏體板條間要存在有殘余奧氏體薄膜。在此基礎上，通過組織調控讓組織中存在一些鐵素體，且同時讓晶粒細化，獲得一種細化了的馬氏體、殘余奧氏體和鐵素體的復相組織。在馬氏體板條間要存在的殘余奧氏體薄膜，主要是為了使鋼在受到外力作用時殘余奧氏體發(fā)生TRIP效應，提高鋼的塑性。鐵素體的引入不僅對提高鋼的強度和塑性有貢獻，而且對硬相馬氏體和軟相奧氏體之間的協(xié)調、對于殘余奧氏體的穩(wěn)定性起著至關重要的作用。組織細化這是因為細晶粒受到外力發(fā)生塑性變形可分散在更多的晶粒內進行，塑性變形較均勻，應力集中較小。此外，晶粒越細，晶界面積越大，晶界越曲折，越不利于裂紋的擴展。本發(fā)明是在高溫熱變形發(fā)生形變誘導鐵素體相變，然后使其淬火并進行碳分配，最后獲得一定體積分數(shù)的馬氏體、殘余奧氏體和鐵素體的三相復合組織。從而使鋼具有優(yōu)異的力學性能，抗拉強度為1500-1900MPa，延伸率為15_30%。相對于Q&P鋼，本發(fā)明獲得的鋼綜合性能好，成本低。


下面結合附圖對本發(fā)明做進一步詳細的說明。
圖1為本發(fā)明的熱處理工藝原理圖。圖2為本發(fā)明實施例1所獲得的超高強韌性復相鋼的顯微組織照片。
具體實施例方式本發(fā)明一種高強韌性復相鋼，包含的組分及重量百分比含量為C 0. 10%-0. 25%，Si 0. 5%-1. 0%, Mn 1. 2%-1. 8%, Ti 0. 01%-0. 05%, B 0. 001%_0· 003%, S ^ O. 01%, P (O. 01%，其余為 Fe。其中較低的C含量可以保證合金鋼具有較好的成形性，同時又盡可能降低其碳當量，使其具有一定的可焊性，Si主要是用來抑制滲碳體的析出，Mn用來增加奧氏體區(qū)降低奧氏體化溫度，Ti主要是用來細化奧氏體晶粒，少量的B保證有足夠好的淬透性。一種高強韌性復相鋼的熱處理方法，主要包括以下步驟
第一步，將鋼加熱到奧氏體化溫度860-1000°C，并保溫3-30min ；
第二步，將第一步得到的鋼以50-100°C / s的速度快速冷卻到臨界溫度700-850°C，并在此溫度范圍內進行形變誘導相變，應變速率為O. 6-5^1,道次壓下量為51-80%，使得晶粒細化且生成形變誘導鐵素體；
第三步，將第二步得到的鋼淬入50-370°C的液體淬火介質中，以獲得馬氏體和殘余奧氏體組織，并在此溫度范圍內保溫5-600S實現(xiàn)碳分配，使碳原子從過飽和馬氏體到未轉變奧氏體充分擴散，以穩(wěn)定奧氏體，同時形變鐵素體由于碳濃度較高，會增加奧氏體的穩(wěn)定性，高密度位錯為碳原子提供有利的擴散通道；
第四步，將第三步得到的鋼淬入室溫水中，獲得細板條位錯型馬氏體+細薄殘余奧氏體+形變誘導鐵素體的復相 組織。本發(fā)明對第二步中形變誘導相變時扎多少道次沒有要求，一般扎I道次即可，也可扎多次，扎多次時，道次間隔時間大于5s。下面結合具體實施例來對本發(fā)明做進一步說明。實施例1
高強韌性復相鋼的組分及重量百分比含量為c 0. 21%, S1:0. 81%，Mn :1. 58%，Ti O. 022%,B :0. 0024%, S O. 0014%,P :0. 0064%，其余為 Fe。將鋼以 10°C /s 的速度加熱到奧氏體化溫度900°C并保溫5min，然后以50°C / s的速度快速冷卻到800°C，應變速率為ls_S道次壓下量為65%，然后淬火到310°C等溫20s，最后淬火到室溫。經(jīng)測試，鋼的抗拉強度Rm為1523MPa，屈服強度RpO. 2為850MPa，總延伸率為12. 6%，鐵素體含量為48%，平均晶粒尺寸為1.1 μ m。實施例2
高強韌性復相鋼的組分及重量百分比含量為c 0. 21%, S1:0. 81%，Mn :1. 58%, Ti O. 022%,B :0. 0024%, S O. 0014%,P :0. 0064%，其余為 Fe。將鋼以 10°C /s 的速度加熱到奧氏體化溫度950°C并保溫lOmin，然后以70°C / s的速度快速冷卻到750°C，應變速率為ls_S道次壓下量為60%，然后淬火到300°C等溫30s，最后淬火到室溫。經(jīng)測試，鋼的抗拉強度Rm為1688MPa，屈服強度RpO. 2為922MPa，總延伸率為15. 6%。鐵素體含量為45%，平均晶粒尺寸為1. 2 μ m。實施例3高強韌性復相鋼的組分及重量百分比含量為c 0. 21%, S1:0. 81%，Mn :1. 58%, Ti O. 022%,B :0. 0024%, S O. 0014%,P :0. 0064%，其余為 Fe。將鋼以 10°C /s 的速度加熱到奧氏體化溫度900°C并保溫3min，然后以60°C / s的速度快速冷卻到700°C，應變速率為ls_S道次壓下量為60%，然后淬火到290°C等溫60s，最后淬火到室溫。經(jīng)測試，鋼的抗拉強度Rm為1702MPa，屈服強度RpO. 2為885MPa，總延伸率為16. 5%。鐵素體含量為50%，平均晶粒尺寸為1. O μ m。實施例4
高強韌性復相鋼的組分及重量百分比含量為c 0. 21%, S1:0. 81%，Mn :1. 58%, Ti O. 022%,B :0. 0024%, S O. 0014%,P :0. 0064%，其余為 Fe。將鋼以 10°C /s 的速度加熱到奧氏體化溫度900°C并保溫20min，然后以50°C / s的速度快速冷卻到750°C，應變速率為ls_S道次壓下量為60%，然后淬火到300°C等溫120s，最后淬火到室溫。經(jīng)測試，鋼的抗拉強度Rm為1413MPa，屈服強度RpO. 2為819MPa，總延伸率為17. 2%。鐵素體含量為52%，平均晶粒尺寸為O. 9 μ m。實施例5
高強韌性復相鋼的組分及重量百分比含量為c :0. 15%，Si 0. 6%，Mn :1. 4%，Ti O. 035%, B :0. 0016%, S :0. 0065%, P :0. 0028%，其余為 Fe。將鋼以 20°C /s 的速度加熱到奧氏體化溫度1000°c并保溫30min，然后以100°C / s的速度快速冷卻到850°C，應變速率為O. 6s—1，道次壓下量為51%，然后淬火到100°C等溫400s，最后淬火到室溫。經(jīng)測試，鋼的抗拉強度Rm為1524MPa，屈服強度RpO. 2為802MPa，總延伸率為16. 2%。鐵素體含量為49%，平均晶粒尺寸為1.1 μ m。實施例6
高強韌性復相鋼的組分及重量百分比含量為c :0. 10%，S1:0. 5%, Mn :1. 2%，T1:0. 01%,B :0. 001%, S 0.0 1%,P :0. 01%，其余為Fe。將鋼以30°C/s的速度加熱到奧氏體化溫度950°C并保溫15min，然后以80°C / s的速度快速冷卻到700°C，應變速率為3s—1，道次壓下量為70%,然后淬火到50°C等溫600s，最后淬火到室溫。經(jīng)測試，鋼的抗拉強度Rm為1483MPa，屈服強度RpO. 2為809MPa，總延伸率為15. 4%。鐵素體含量為46%，平均晶粒尺寸為1. 05 μ m。實施例7
高強韌性復相鋼的組分及重量百分比含量為c :0. 25%，S1:1. 0%, Mn :1. 8%，T1:0. 05%,B :0. 003%, S 0. 01%, P :0. 01%，其余為Fe。將鋼以25°C /s的速度加熱到奧氏體化溫度860°C并保溫25min，然后以50°C / s的速度快速冷卻到750°C，應變速率為5s—1，道次壓下量為80%,然后淬火到370°C等溫5s，最后淬火到室溫。經(jīng)測試，鋼的抗拉強度Rm為1725MPa，屈服強度RpO. 2為903MPa，總延伸率為15. 1%。鐵素體含量為47%，平均晶粒尺寸為1. 2 μ m。
權利要求
1.一種高強韌性復相鋼，其特征在于，包含的組分及重量百分比含量為C:O.10%-0. 25%, Si 0. 5%-1. 0%, Mn 1. 2%-1. 8%, Ti 0. 01%-0. 05%, B 0. 001%_0· 003%, S ≤ O. 01%, P :≤ O. 01%，其余為 Fe。
2.如權利要求1所述的一種高強韌性復相鋼的熱處理方法，其特征在于主要包括以下步驟 第一步，將鋼加熱到奧氏體化溫度860-1000°C，并保溫3-30min ； 第二步，將第一步得到的鋼以50-100°C / s的速度快速冷卻到臨界溫度700-850°C，并在此溫度范圍內進行形變誘導相變，應變速率為O. 6-5(1,道次壓下量為51-80%，使得晶粒細化且生成形變誘導鐵素體； 第三步，將第二步得到的鋼淬入50-370°C的液體淬火介質中，以獲得馬氏體和殘余奧氏體組織，并在此溫度范圍內保溫5-600S實現(xiàn)碳分配，使碳原子從過飽和馬氏體到未轉變奧氏體充分擴散，以穩(wěn)定奧氏體； 第四步，將第三步得到的鋼淬入室溫水中，獲得細板條位錯型馬氏體+細薄殘余奧氏體+形變誘導鐵素體的復相組織。
3.根據(jù)權利要求2所述的一種高強韌性復相鋼的熱處理方法，其特征在于所述第一步中的溫度為900°C，保溫時間為5min。
4.根據(jù)權利要求2所述的一種高強韌性復相鋼的熱處理方法，其特征在于所述第二步中，應變速率為Is_\道次壓下量為60%。
5.根據(jù)權利要求2所述的一種高強韌性復相鋼的熱處理方法，其特征在于所述第三步中，淬火溫度為300°C，保溫時間為60s。
全文摘要
本發(fā)明一種高強韌性復相鋼及其熱處理方法屬于合金鋼生產(chǎn)工藝技術領域；所要解決的技術問題是實現(xiàn)利用形變誘導鐵素體區(qū)變形來細化晶粒，利用Q&P工藝實現(xiàn)對硬相馬氏體和軟相殘余奧氏體的調控，增加鋼的強度的同時又保證其具有良好的韌性；采用的技術方案為一種高強韌性復相鋼，包含的組分及重量百分比含量為C0.10%-0.25%，Si0.5%-1.0%，Mn1.2%-1.8%，Ti0.01%-0.05%，B0.001%-0.003%，S≤0.01%，P≤0.01%，其余為Fe；其熱處理方法為第一步，將鋼加熱到奧氏體化溫度，并保溫3-30min；第二步，將鋼快速冷卻到臨界溫度，在此溫度范圍內進行形變誘導相變；第三步，將鋼淬入50-370℃的淬火介質中，并保溫5-600s；第四步，將鋼淬入室溫水中；相對于Q&P鋼，本發(fā)明獲得的鋼綜合性能好，成本低。
文檔編號C21D8/02GK103045941SQ20121053044
公開日2013年4月17日 申請日期2012年12月11日 優(yōu)先權日2012年12月11日
發(fā)明者劉和平, 劉斌, 孫虎兒, 李志勇 申請人:中北大學