強塑積達50GPa%以上的高碳微合金鋼和熱處理工藝的制作方法

　　【技術領域】

　　[0001]本發明涉及一種鋼的成分和熱處理工藝，具體地，涉及一種強塑積達50GPa%以上的高碳微合金鋼和熱處理工藝。

　　【背景技術】

　　[0002]強度(單位；MPa)和延伸率(單位:％ )是結構材料要求的基本性能。強度和塑性(可用延伸率表示)通常是互相排斥的，即材料強度提高，塑性就降低，反之，強度降低，塑性就提高。為了判斷一個結構材料性能的好壞，通常簡單地采用材料的抗拉強度(在拉伸曲線上對應于最高均勻延伸率的強度)與斷裂時的總延伸率的乘積，稱為強塑積(productof strength and elongat1n，PSE)，其作為綜合性能的判據。高的強塑積表示材料具有好的綜合性能，其途徑是通過最佳材料成分設計和最佳的熱處理工藝設計獲得。高的強塑積是先進高強度鋼(advanced high strength steel，AHSS)的重要指標。

　　[0003]近十年來，先進高強度鋼愈來愈多被用于汽車工業，其可有效降低結構件的用量，如減輕汽車結構件的重量，達到節能減排的效果。先進高強度鋼目前根據強塑積可分為三代:強塑積小于306?&%的稱為第一代先進高強度鋼(lGPa = lOOOMPa)，其是Fe-Mn_Si基微(低)合金低碳或中碳鋼，例如雙相鋼(dual phase)，相變誘發塑性(transformat1ninduced plasticity，TRIP)鋼，淬火-分配(quenching and partit1ning, Q&P)鋼和淬火-分配-回火(quenching-partit1ning-tempering，Q-P-T)鋼。強塑積大于 50GPa%稱為第二代先進高強度鋼，例如高猛(Μη)孿生誘發塑性(twinning induced plasticity，TWIP) o第三代(又稱新一代，new generat1n)先進高強度鋼的強塑積是在306?&%和50GPa %之間，例如，中碳Q-P-T鋼，中錳鋼。

　　[0004]經對現有技術文獻檢索發現:

　　[0005]Sugimoto，K.-1.，Tsunezawa, Μ.，Ho jo, T.&Ikeda，S.Ductility of 0.1 ?0.6 C-l.5 S1-1.5 Mn ultra high-strength TRIP-aided sheet steels withbainitic ferrite matrix.1SIJ internat1nal 44，1608-1614 (2004).文章對 0.1 ?0.6C - 1.5S1- 1.5Mn TRIP鋼進行不同工藝的熱處理，得到組織為貝氏體鐵素體基體的TRIP鋼。試驗結果表明，不同含碳量的鋼在進行相同的熱處理工藝后取得最高強度以及塑性的仍為0.6C鋼，其最佳性能為強度1300MPa和延伸率23%，得到最高強塑積為30GPa%。

　　[0006]Tomita,Y.&Mor1ka,K.Effect of microstructure on transformat1n-1nducedplasticity of silicon-containing low-alloy steel.Materials Characterizat1n38，243-250 (1997).對0.6C_1.5Si_0.8Mn鋼進行不同熱處理工藝處理，取得最佳性能為強度lOOOMPa和延伸率30%，強塑積為?30GPa%。

　　[0007]江利等人研究了0.63C-1.75S1-l.68Mn-0.028P-0.013S TRIP 鋼室溫不同應變速率下的拉伸性能。經900°C加熱，保溫20min，340°C等溫2h處理，測試不同應變速率下的拉伸性能得到如下結論:高碳硅錳TRIP鋼的延伸率由14%?15%提高到22%左右；屈服強度由1015MPa提高到1198MPa ;極限強度由1448MPa提高到1546MPa ;強度與塑性配合的綜合性能達到22?34GPa%。

　　[0008]劉忠俠等發表的文章“控冷處理對中高碳S1-Mn無碳化物貝氏體鋼的組織與性能的影響”，《金屬熱處理》52-57 (2005)，該文研究了控制冷卻熱處理工藝對高碳S1-Μη無碳化物貝氏體鋼的組織和力學性能的影響。結果表明，0.63C-1.92S1-0.76Mn微合金鋼經控冷工藝處理后在很寬的工藝參數范圍內能夠獲得無碳化物貝氏體組織；隨著試樣在油中冷卻時間的延長，塊狀殘留奧氏體量不斷減少，殘留奧氏體薄膜含量不斷增加；材料的強度、塑性和韌性隨著油冷時間的延長而不斷增加。材料經油中冷卻7s?8s后在空氣爐中360°C保溫3600s?5400s處理具有最好的強度、塑性，即強度達到1200MPa，延伸率23%，強塑積達到 27.6GPa%。

　　[0009]以上的研究無一例外地都通過控制高碳鋼成分以及改變熱處理工藝以達到提高高碳鋼的性能，但是得到的結果與本發明中得到的50GPa%相比，差距非常明顯。這表明在碳硅錳含量相似情況下，高碳鋼通過改變合金元素配比以及熱處理工藝，高碳鋼的性能仍具有非常大的提高空間。

　　【發明內容】

　　[0010]針對現有技術中通過控制高碳鋼成分以及改變熱處理工藝以達到提高高碳鋼的性能、但強塑積最高僅達到34GPa%的狀況，本發明提出了一種可以達到50GPa%&上的高碳微合金鋼的成分和熱處理工藝的技術。

　　[0011]根據本發明的第一方面，提供一種強塑積達50GPa%以上的高碳微合金鋼，其成分具體如下(質量分數，% ):

　　[0012]C:0.60 ?0.75,Μη:1.0 ?2.0，S1:1.0 ?2.0，Cr:0.30 ?1.00, N1:0.20 ?1.00，Nb:0.02?0.06，剩余是鐵；

　　[0013]高碳微合金鋼，其成分優選范圍如下(質量分數，%):

　　[0014]C:0.64 ?0.69,Μη:1.3 ?1.8, S1:1.3 ?1.8，Cr:0.40 ?1.00, N1:0.20 ?1.00，Nb:0.03?0.06，剩余是鐵。

　　[0015]本發明上述成分設計原理:高的碳含量可將降低馬氏體相變開始溫度(Ms)，從而比中碳和低碳馬氏體鋼獲得更多的具有高塑性的殘留奧氏體。Si的加入，一是抑制脆性滲碳體的析出，二是促進碳從過飽和馬氏體中分配到殘留奧氏體中去，從而在淬火-分配-回火(Q-P-T)工藝的最后冷卻到室溫的過程中有更多的殘留奧氏體存在。Mn、Cr的加入主要提高鋼的淬透性，兼有固溶強化效應；Ni的加入主要是提高材料的缺口敏感性；Nb的加入，通過形成穩定的Nb碳化物，在熱乳和奧氏體化處理中可細化奧氏體晶粒，從而細化它的相變產物-馬氏體的組織，由此提高鋼的屈服強度和韌性；在回火中析出的穩定的Nb碳化物，取代脆性的滲碳體，可提高鋼的抗拉強度。

　　[0016]根據本發明的另一方面，提供一種上述鋼的熱處理工藝，所述工藝對待處理的50GPa%高碳微合金鋼(熱乳板或各種形狀的工件)，首先進行正火處理，作為隨后淬火-分配-回火(Q-P-T)工藝的預處理，具體為:

　　[0017]正火工藝(對于熱乳板或各種形狀的工件):在840°C _860°C保溫(保溫時間以組織完全奧氏體化和晶粒不長大為限)，隨后空冷到室溫；

　　[0018]Q-P-T工藝:奧氏體化溫度:820°C -860°C，然后淬火至馬氏體相變開始溫度(Ms)和結束溫度(Mf)之間的某個溫度(Tq):110°C-18(TC，保溫(保溫時間是根據淬火件截面尺寸和碳分配的完全程度確定)，最后水冷至室溫。

　　[0019]本發明上述熱處理工藝設計原理:

　　[0020]正火處理作為Q-P-T工藝的預處理，其目的是為了細化組織和減少熱乳中的珠光體含量，為Q-P-T工藝得到細化的馬氏體基體和彌散分布的碳化物，更重要的是為得到具有力學穩定性的分散和細小的殘留奧氏體提供組織準備。