本發(fā)明屬于金屬材料加工技術領域，涉及一種室溫組織為納米級板條狀貝氏鐵素體、薄膜狀分布的殘余奧氏體的組織鋼以及具有高強塑積的新型第三代汽車用鋼及其高效制備方法。

背景技術：

隨著汽車工業(yè)的發(fā)展，燃油經(jīng)濟性、低碳排放和更高的安全性對車身輕量化提出了更高的要求和挑戰(zhàn)。車身輕量化發(fā)展將是未來汽車工業(yè)發(fā)展的主要方向，而高強度鋼和先進高強度鋼的發(fā)展和應用則是未來汽車用鋼發(fā)展方向和鋼企的核心競爭力所在。據(jù)統(tǒng)計，截止到2015年，車身上所應用的高強鋼和先進高強鋼的比例已經(jīng)增加到18％。有些車型在車身主要結構中甚至應用超過72％的高強鋼和先進高強鋼來有效減輕車身重量。所以，開發(fā)高強度、高塑性的新型汽車用鋼是實現(xiàn)汽車輕量化發(fā)展的有效方式。提高汽車用鋼的強塑積不僅能夠降低汽車重量，而且能夠保障車身的強度和安全性。

貝氏體鋼是一種具有較高強度和良好韌性的鋼種，近年來，英國劍橋大學bhadeshia教授等人研發(fā)出具有優(yōu)異強韌性的超級貝氏體鋼。超級貝氏體鋼具有納米級的貝氏鐵素體板條，在貝氏鐵素體板條間存在薄膜狀的殘余奧氏體。超級貝氏體的組織結構決定了其超高的強度和良好的韌性。但是超級貝氏體的熱處理過程中保溫溫度較低，導致貝氏體轉變緩慢，不利于實際工業(yè)化生產(chǎn)。要想加快超級貝氏體的轉變速度，減少保溫時間，同時保證其優(yōu)異的強韌性，需要對其合金系統(tǒng)與制備工藝進行科學、優(yōu)化的設計與制定，確保在相對較短的時間內獲得一定配比的板條貝氏鐵素體、殘余奧氏體兩相共存的超級貝氏體鋼，并保證材料的高強度、高塑性的良好綜合性能。中國申請專利cn201310083257.3介紹了一種高強度中碳超細貝氏體鋼及其制備方法，該材料采用將鑄坯軋制成板材，再將軋制后的板材進行低溫小變形與熱處理，得到貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體的復合組織，然而得到的貝氏體板條寬度較寬、抗拉強度和伸長率偏低，而且經(jīng)過多次軋制變形，增加能耗、降低生產(chǎn)效率，綜合性能低于本發(fā)明中的中碳超級貝氏體高強韌鋼，另外本發(fā)明中的生產(chǎn)制造工藝為短流程工藝，降低能耗，提高生產(chǎn)效率。中國申請專利cn201410729877.4介紹了一種中碳超高強貝氏體鋼及其制備方法，該材料中復合添加了si、mn、cr、mo、co、al合金元素，該中碳超高強貝氏體鋼的熱處理工藝需在不同溫度區(qū)間交替等溫處理，工藝較復雜，熱處理時間較長，降低了生產(chǎn)效率并加大了能源消耗，伸長率低于15％，綜合性能低于本發(fā)明中的中碳超級貝氏體高強韌鋼。中國申請專利cn201610461170.9介紹了一種用于汽車車身防撞部件的高強塑積納米結構貝氏體鋼，該材料復合添加了si、mn、ni、cr、cu、mo、nb、v、ti合金元素，合金種類較多，其中ni為1.5～2.0wt％，增加了成本，而且含碳量較高，降低板材焊接性；該材料通過將鑄坯熱軋成板材，然后進行較長時間的熱處理，得到貝氏體和殘余奧氏體組織，但鹽浴時間過長，不利于實際工業(yè)生產(chǎn)，增加了能耗，所得到的板材伸長率低于12％，強塑積遠遠低于30gpa·％，綜合性能低于本發(fā)明中的中碳超級貝氏體高強韌鋼。

技術實現(xiàn)要素：

針對先進高強汽車用鋼對材料強度與塑性的要求，本發(fā)明提供新型第三代高強韌汽車用鋼及其高效制備方法，該材料具有納米級的板條貝氏鐵素體，薄膜狀分布的殘余奧氏體，各相組織相互協(xié)調配合，具有良好的成形性能，其強塑積達到了第三代汽車用鋼的性能要求。

一種第三代高強韌汽車用鋼，其特征在于，利用thermo-calc和mucg83進行科學合理的合金系統(tǒng)設計，該汽車用鋼的化學成分重量百分比為：c：0.40～0.60％，si：1.00～2.00％，mn：1.50～3.00％，ni：0～0.60％，cr：0.50～1.50％，mo：0.30～0.60％，v：0～0.20％，co：0～1.50％，al：0～1.50％，余量為fe和不可避免的雜質。

添加適量的c以保證鋼材的強度和降低相變溫度，得到納米級板條貝氏鐵素體，同時為了得到良好的焊接性，所以進一步c含量不應低于0.40％，且不高于0.50％。

添加適量的si以保證沒有滲碳體析出，保證鋼的強度和韌性，si含量過高會使鋼表面質量惡化，影響焊接性能，所以進一步si的含量應不低于1.20％，且不高于2.00％。

添加適量的mn以提高鋼的淬透性和降低相變溫度，保證低溫下獲得納米級板條貝氏鐵素體，提高鋼的強度，過多的mn產(chǎn)生的固溶強化會降低貝氏體相變速率，所以進一步mn含量不低于1.50％，且不高于2.00％。

添加適量的cr以提高鋼的淬透性和降低相變溫度，細化貝氏體板條，提高鋼的強度，但是過度的cr會由于固溶強化效應降低貝氏體相變速率，所以進一步cr含量應不低于0.50％，且不高于1.20％。

添加適量的ni以提高鋼的淬透性，保證鋼在空冷條件下獲得貝氏體組織，能夠增加鋼的韌性，所以進一步ni含量不高于0.60％。

添加適量的mo以提供足夠的淬透性，提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性，防止磷脆，盡可能多的獲得板條狀貝氏鐵素體，加入適量的mo，能夠促進合金元素析出相的生成，同時產(chǎn)生mo6c，提高鋼的強度，所以進一步mo含量應不低于0.25％，且不高于0.60％。

添加微量的v形成細小、彌散的第二相粒子，有利于晶粒細化和提高強度，通過thermo-calc計算，v在950℃開始析出。所以進一步v含量應不高于0.15％。

添加適量的co和al可以促進貝氏體轉變，縮短保溫時間，但是co和al的添加總量不應高于3.00％。

本發(fā)明的另一目的是提供新型第三代高強韌汽車用鋼的高效制備方法，具體包括以下步驟：

步驟1：按照設計成分稱取原料，進行冶煉、鑄造，將20～50mm厚的鑄坯在1100℃～1200℃保溫1.5～2.5h，然后在1000℃進行熱軋，總壓下率為80％～95％，得到厚度為1.5～3.5mm的熱軋板；

步驟2：將步驟1制備得到的熱軋板以5～20℃/s速度升溫到完全奧氏體化溫度區(qū)間900～970℃溫度，保溫10～20min，備用；

步驟3：將步驟2處理后的鋼板空冷冷卻至貝氏體轉變溫度區(qū)間的250～320℃溫度，保溫2～12h；

步驟4：將步驟3處理后的鋼板空冷至室溫，即得到超級貝氏體高強韌汽車用鋼。

進一步，所述超級貝氏體高強韌汽車用鋼經(jīng)過熱軋后的貝氏體轉變速度加快，2～3h時間貝氏體轉變結束。

進一步，所述超級貝氏體高強韌汽車用鋼的組織尺寸為：板條貝氏鐵素體的厚度為50～150nm，薄膜狀殘余奧氏體的厚度為10～200nm。

進一步，所述超級貝氏體高強韌汽車用鋼的各種組織所占的比例為：納米級板條貝氏鐵素體75％～90％，殘余奧氏體10％～25％。

進一步，所述超級貝氏體高強韌汽車用鋼的力學性能為：屈服強度rp超過1000mpa，抗拉強度rm超過1500mpa，斷后伸長率a超過20％。

本發(fā)明材料中主要元素的作用為：

c是獲得貝氏體必需的元素，碳含量過低會使bs和ms升高，不利于貝氏體相變區(qū)與珠光體相變區(qū)的分離和低溫納米貝氏體的形成，然而碳含量過高會影響焊接、成型性能，綜合考慮，c含量選擇中碳范圍。

si可以強烈抑制滲碳體的析出，保證鋼的強度和韌性，間接起到了穩(wěn)定低溫下的富碳殘余奧氏體的作用，從而使貝氏體鐵素板條間形成薄膜狀殘余奧氏體。

mn能擴大奧氏體相區(qū)，減小相變所需要的驅動力，能穩(wěn)定室溫下殘余奧氏體的存在，但是過高的mn不利于生成貝氏體。mn能起到固溶強化、提高淬透性的作用。mn能降低馬氏體的轉變溫度。

cr能提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使貝氏體的轉變孕育期增長。此外，cr可以提高鋼的淬透性以及降低馬氏體開始轉變溫度。

ni可以降低貝氏體、馬氏體開始轉變溫度，增加淬透性，細化晶粒，提高沖擊韌性，使組織、元素的分布更加均勻。

mo能夠強烈阻礙奧氏體向珠光體轉變，會拓寬貝氏體轉變冷卻速度范圍。而且能夠降低由于p導致的回火脆性，能夠改善焊接性，此外能生成mo6c化合物，起到強化的作用。

v在鋼中主要以碳化物形式存在，起到強化的作用。而且可以在奧氏體化時限制奧氏體晶粒的長大。

co、al可以增大貝氏鐵素體與奧氏體之間的自由能差，加快貝氏體轉變速率。同時，二者可以細化組織。

本發(fā)明通過軟件thermo-calc和mucg83科學合理設計合金系統(tǒng)，設計出中碳超級貝氏體汽車用鋼。經(jīng)熱軋后的材料在貝氏體轉變溫度區(qū)間的轉變速度明顯加快。調整熱處理過程工藝參數(shù)，經(jīng)奧氏體化與貝氏體區(qū)短時間等溫熱處理工藝后，在室溫下材料具有納米級板條貝氏鐵素體、殘余奧氏體的組織結構。結果顯示，當材料中的各組織所占的體積分數(shù)在一定范圍時，材料的強塑積將得到顯著的提高。在變形過程中，各組織之間相互協(xié)調配合，納米級板條貝氏鐵素體能夠提高材料的強韌性，殘余奧氏體具有相變誘導塑性效應，使材料能夠承受較大的載荷與變形，具有較好的塑性和抗沖擊性能，其屈服強度rp超過1000mpa，抗拉強度rm超過1500mpa，斷后伸長率a超過20％。由于本發(fā)明中經(jīng)熱軋后的超級貝氏體高強韌汽車用鋼的熱處理時間較短，能高效產(chǎn)生納米級板條貝氏鐵素體，生產(chǎn)制備工藝簡單經(jīng)濟，綜合性能優(yōu)異，是先進高強汽車用鋼的理想材料。

本發(fā)明通過科學合理的元素配比，經(jīng)熱軋及較短時間熱處理工藝，高效制備得到新型第三代高強韌汽車用鋼，納米級板條貝氏鐵素體的比例控制在75％～90％，殘余奧氏體的比例控制在10％～25％，保證材料具有較高的強韌性，mo、v和c形成的析出相能產(chǎn)生析出強化效應，再加上細晶強化、熱軋變形下產(chǎn)生大量位錯造成的位錯強化都能在不同程度上提高材料的綜合性能。

附圖說明

圖1為本發(fā)明實施例1中的高強韌鋼的掃描組織圖像。

圖2為本發(fā)明實施例中的高強韌鋼的xrd檢測結果圖像。

具體實施方式

下面結合具體實施例對本發(fā)明的技術方案作進一步說明。

實施例1：

首先按照上述成分范圍進行冶煉、連鑄，然后檢測鑄坯的成分，見表1。

表1鑄坯的成分(wt.％)

將20～50mm厚鑄坯加熱到1150℃均質化2h，在1000℃軋制成1.5～3.5mm厚板材，總壓下率為80～95％。

熱軋板的具體熱處理工藝參數(shù)見表2。

表2熱處理工藝參數(shù)

按照表1和表2制得的高強汽車用鋼的力學性能見表3。

表3力學性能

按照表1和表2制備得到的高強汽車用鋼的板條貝氏鐵素體及殘余奧氏體厚度方向尺寸見表4。

表4組織厚度方向尺寸

按照表1和表2制備得到的高強汽車用鋼通過xrd測得殘奧體積分數(shù)，同時計算其他相體積分數(shù)，結果見圖2和表5。

表5不同組織含量

實施例1中所設計合金進行熱軋后，經(jīng)過貝氏體區(qū)250℃保溫12h熱處理。從表3中可以看出力學性能均達到所要求的性能指標，屈服強度為1067mpa，抗拉強度為1569mpa，斷后伸長率為22％，強塑積為34.5gpa·％，硬度為523hv100。組織為納米級板條貝氏鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體，其中板條貝氏鐵素體的厚度方向尺寸為50～150nm、體積分數(shù)為85.1％，殘余奧氏體厚度方向尺寸為50～150nm、體積分數(shù)為14.9％。

實施例2：

首先按照上述成分范圍進行冶煉、連鑄，然后檢測鑄坯的成分，見表6。

表6鑄坯的成分(wt.％)

將20～30mm厚鑄坯加熱到1150℃均質化2h，在1000℃軋制成1.5～3.5mm厚板材，總壓下率為80～95％。

熱軋板的具體熱處理工藝參數(shù)見表7。

表7熱處理工藝參數(shù)

按照表6和表7制得的高強汽車用鋼的力學性能見表8。

表8力學性能

按照表6和表7制備得到的高強汽車用鋼的板條貝氏鐵素體及殘余奧氏體厚度方向尺寸見表9。

表9組織厚度方向尺寸

按照表6和表7制備得到的高強汽車用鋼通過xrd測得殘奧體積分數(shù)，同時計算其他相體積分數(shù)，結果見圖2和表10。

表10不同組織含量

實施例2所設計的合金進行熱軋后，經(jīng)過貝氏體區(qū)300℃保溫12h的熱處理。從表8中可以看出力學性能均達到所要求的性能指標，屈服強度為1158mpa，抗拉強度為1523mpa，斷后伸長率為21％，強塑積為32.0gpa·％，硬度為617hv100。組織為納米級板條貝氏鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體，其中板條貝氏鐵素體的厚度方向尺寸為50～150nm、體積分數(shù)為80.6％，殘余奧氏體厚度方向尺寸為10～200nm、體積分數(shù)為19.4％。

實施例3：

首先按照上述成分范圍進行冶煉、連鑄，然后檢測鑄坯的成分，見表11。

表11鑄坯的成分(wt.％)

將20～30mm厚鑄坯加熱到1150℃均質化2h，在1000℃軋制成1.5～3.5mm厚板材，總壓下率為80～95％。

熱軋板的具體熱處理工藝參數(shù)見表12。

表12熱處理工藝參數(shù)

按照表11和表12制得的高強汽車用鋼的力學性能見表13。

表13力學性能

按照表11和表12制備得到的高強汽車用鋼的板條貝氏鐵素體及殘余奧氏體厚度方向尺寸見表14。

表14組織厚度方向尺寸

按照表11和表12制備得到的高強汽車用鋼通過xrd測得殘奧體積分數(shù)，同時計算其他相體積分數(shù)，結果見圖2和表15。

表15不同組織含量

實施例3所設計合金進行熱軋后，經(jīng)過貝氏體區(qū)300℃保溫2h的熱處理。從表13中可以看出力學性能均達到所要求的性能指標，屈服強度為1090mpa，抗拉強度為1607mpa，斷后伸長率為20％，強塑積為32.1gpa·％，硬度為781hv100。組織為納米級板條貝氏鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體，其中板條貝氏鐵素體的厚度方向尺寸為50～150nm、體積分數(shù)為81.7％，殘余奧氏體厚度方向尺寸為10～200nm、體積分數(shù)為18.3％。

按照上述實施例的成分和工藝參數(shù)制備的試樣，經(jīng)熱軋產(chǎn)生變形量的試樣在短時間內保溫即可完成貝氏體轉變，力學性能均能達到所要求的性能指標，屈服強度rp超過1000mpa，抗拉強度rm超過1500mpa，斷后伸長率a超過20％。掃描電鏡照片如圖1所示，由納米級板條貝氏鐵素體、分布于板條間的薄膜狀殘余奧氏體組成，板條貝氏鐵素體厚度方向尺寸為50～150nm，殘余奧氏體厚度方向尺寸為10～200nm。納米級板條貝氏鐵素體能夠提高材料的強韌性，薄膜狀的殘余奧氏體在變形時發(fā)生相變誘導塑性效應，使材料的變形能力提高，材料具有優(yōu)異的綜合力學性能，強塑積滿足第三代汽車用鋼的要求。

最后所應說明的是，以上實施例僅用以本發(fā)明是技術方案而非限制。盡管參照實施例對本發(fā)明進行了詳細的說明，本領域的普通技術人員應該理解，對本發(fā)明的技術方案進行修改或者等同替換，都不脫離本發(fā)明技術方案的精神和范圍，其均應涵蓋在本發(fā)明的權利要求范圍當中。